JPS6027731B2 - ２００〜４５０℃の中温域において高い強度を示す蒸気輸送用鋼管の製造方法 - Google Patents
２００〜４５０℃の中温域において高い強度を示す蒸気輸送用鋼管の製造方法Info
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- JPS6027731B2 JPS6027731B2 JP10575979A JP10575979A JPS6027731B2 JP S6027731 B2 JPS6027731 B2 JP S6027731B2 JP 10575979 A JP10575979 A JP 10575979A JP 10575979 A JP10575979 A JP 10575979A JP S6027731 B2 JPS6027731 B2 JP S6027731B2
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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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は２００〜４５ぴ○の中温城において高い強度を
示す蒸気輸送用鋼管の製造方法に係り、詳〈は、童質油
・オイルサンド開発や地熱開発などにおいて使用または
生産される２００〜４５０ｑｏの温度領域（以下、中温
城と称する）において高い強度を示し、併せて、パイプ
ライン施工時の溶接性が良好な鋼管の製造方法に係る。
示す蒸気輸送用鋼管の製造方法に係り、詳〈は、童質油
・オイルサンド開発や地熱開発などにおいて使用または
生産される２００〜４５０ｑｏの温度領域（以下、中温
城と称する）において高い強度を示し、併せて、パイプ
ライン施工時の溶接性が良好な鋼管の製造方法に係る。
従来から、種々の用途の鋼管が製造されている。最近に
いたつて、新規な性質として２００〜４５０００の如く
中温城に加熱されたときに軟化することなく、むしろ、
常温と同等若しくはそれ以上の強度を維持若しくは発現
できる性質が、オイルサンド開発、地熱開発等の新エネ
ルギー開発分野で求められている。また、この用途を目
的とした鋼管が開発されていないことから、一般的には
、ＪＩＳ、ＳＴＰＧ３８〜４２、ＳＴＳ ３５〜４９、
ＳｍＴ紙〜４９あるいはＡＳＴＭ、Ａ Ｉ０６Ｇ的ｄｅ
Ａ〜Ｃ等の圧力配置用鋼管が上記用途に向けられてい
る。しかしながら、これら鋼管が用いられる理由は主と
して経済性からであって、性質的には、加工性、酸化性
に問題がないと云っても、Ｃ含有量の高い炭素鋼からつ
くられて、上記の如く、中温域において十分な強度が発
現できず、とくに、厚肉のものになると、この頃向は顕
著になる。また、これに加えて、溶接性が悪く小径簿肉
のパイプではあまりその点があらわれないが、厚肉にな
るとこの点が致命的となり、これらのところから大径厚
肉パイプでは問題が多い。これに反し、最近の新エネル
ギー開発のテンポが高まり、この新しい需要のもとにこ
れら炭素鋼の鋼管に代って、蒸気圧入方式のオイルサン
ド開発の蒸配管（スチームパイプライン）や地熱開発に
より生産された蒸気を輸送するパイプラインに適合する
外径や肉厚が大きくかつ配管長さが長いものにも整合す
る新しい鋼管が望まれ、とくに、この鋼管は上記の性質
のほかに熔接性を具えることが必要となる。
いたつて、新規な性質として２００〜４５０００の如く
中温城に加熱されたときに軟化することなく、むしろ、
常温と同等若しくはそれ以上の強度を維持若しくは発現
できる性質が、オイルサンド開発、地熱開発等の新エネ
ルギー開発分野で求められている。また、この用途を目
的とした鋼管が開発されていないことから、一般的には
、ＪＩＳ、ＳＴＰＧ３８〜４２、ＳＴＳ ３５〜４９、
ＳｍＴ紙〜４９あるいはＡＳＴＭ、Ａ Ｉ０６Ｇ的ｄｅ
Ａ〜Ｃ等の圧力配置用鋼管が上記用途に向けられてい
る。しかしながら、これら鋼管が用いられる理由は主と
して経済性からであって、性質的には、加工性、酸化性
に問題がないと云っても、Ｃ含有量の高い炭素鋼からつ
くられて、上記の如く、中温域において十分な強度が発
現できず、とくに、厚肉のものになると、この頃向は顕
著になる。また、これに加えて、溶接性が悪く小径簿肉
のパイプではあまりその点があらわれないが、厚肉にな
るとこの点が致命的となり、これらのところから大径厚
肉パイプでは問題が多い。これに反し、最近の新エネル
ギー開発のテンポが高まり、この新しい需要のもとにこ
れら炭素鋼の鋼管に代って、蒸気圧入方式のオイルサン
ド開発の蒸配管（スチームパイプライン）や地熱開発に
より生産された蒸気を輸送するパイプラインに適合する
外径や肉厚が大きくかつ配管長さが長いものにも整合す
る新しい鋼管が望まれ、とくに、この鋼管は上記の性質
のほかに熔接性を具えることが必要となる。
すなわち、通常の管材を使用する場合には、使用圧力が
一定であっても、管外径が２倍になればそれに応じて管
の肉厚もほぼ２倍にする必要がある。
一定であっても、管外径が２倍になればそれに応じて管
の肉厚もほぼ２倍にする必要がある。
しかるに、肉厚が増せば増すほど、管の円周溶接時にル
ートバス後の冷却速度が大きくなるため、水素割れの危
険性が増大する。この水素割れの危険をさげるためには
、溶接前の予備温度を高める必要があるが、配管長さが
長い場合に子熱温度を高めると、著しく溶接能率を阻害
して好ましくない。また、厚肉管になればなるほど円周
溶接は多層盛りになるため、この点においても溶接能率
は著しく低下する。一方、通常の管材に代つて、許容応
力の高い高強度鋼管を使用する場合には、管を薄肉化す
ることが可能である。
ートバス後の冷却速度が大きくなるため、水素割れの危
険性が増大する。この水素割れの危険をさげるためには
、溶接前の予備温度を高める必要があるが、配管長さが
長い場合に子熱温度を高めると、著しく溶接能率を阻害
して好ましくない。また、厚肉管になればなるほど円周
溶接は多層盛りになるため、この点においても溶接能率
は著しく低下する。一方、通常の管材に代つて、許容応
力の高い高強度鋼管を使用する場合には、管を薄肉化す
ることが可能である。
しかし、例えば、ＳＴＰＡ１２〜２６などの如き合金鋼
を使用した場合には、溶接後に熱処理などが必要となり
、全体としての溶接能率がかえって低下するほかＬ鋼材
単価の上昇により建設コストはますます増大する。以上
の如く、新用途に最適の材料はいまだ見し、出されてお
らず、従来の材料を使用した場合には、建設コストが上
昇し、このため、新エネルギーの経済性が損なわれ、ひ
いては開発自体を遅らせる一因ともなっている。
を使用した場合には、溶接後に熱処理などが必要となり
、全体としての溶接能率がかえって低下するほかＬ鋼材
単価の上昇により建設コストはますます増大する。以上
の如く、新用途に最適の材料はいまだ見し、出されてお
らず、従来の材料を使用した場合には、建設コストが上
昇し、このため、新エネルギーの経済性が損なわれ、ひ
いては開発自体を遅らせる一因ともなっている。
本発明は上記の事情に鑑み開発されたものであって、具
体的には、Ｃ含有量を低いのにもかかわらず、中温域に
おいて軟化せずに飛躍的に強度を高めることができ、管
を薄肉化できかつ厚肉化しても支障がなく、併せて、パ
イプライン施工時の溶接性が良好である中温城において
高い強度を示す蒸気輸送用鋼管の製造方法を提案する。
体的には、Ｃ含有量を低いのにもかかわらず、中温域に
おいて軟化せずに飛躍的に強度を高めることができ、管
を薄肉化できかつ厚肉化しても支障がなく、併せて、パ
イプライン施工時の溶接性が良好である中温城において
高い強度を示す蒸気輸送用鋼管の製造方法を提案する。
すなわち、本発明方法は、重量百分率でＣ：０．０３〜
０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．
５０〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％を含む
と共に、Ｖ：０．００５〜０．１０ならびにＡそ：０．
００１〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物
からなる鋼管を、Ａｃ３点以上の温度に加熱して隣入し
てから、６００ｑｏ以上Ａｃ，点以下の温度で焼きもど
すことを特徴とする。まず、本発明方法においては、鋼
管の素材にはＭｏ及びＶを適正範囲で添加し、これを加
熱し焼入れ、碗もどし処理するため、低Ｃであるにも拘
らず、中温域において高強度を発現する。
０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．
５０〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％を含む
と共に、Ｖ：０．００５〜０．１０ならびにＡそ：０．
００１〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物
からなる鋼管を、Ａｃ３点以上の温度に加熱して隣入し
てから、６００ｑｏ以上Ａｃ，点以下の温度で焼きもど
すことを特徴とする。まず、本発明方法においては、鋼
管の素材にはＭｏ及びＶを適正範囲で添加し、これを加
熱し焼入れ、碗もどし処理するため、低Ｃであるにも拘
らず、中温域において高強度を発現する。
すなわち、従来例の鋼管は焼入れ、競もどし等の熱処理
により常温等の性質が付与されるが、輸送蒸気により中
温城に再加熱されたときには性質が変化し、このような
加熱状態での使用に適用されない。そこで、この点につ
いて本発明者らは研究したところ、鋼管を加熱して焼入
れ競もどし処理をするときには、ＭｏならびにＶを複合
添加すると、２００〜４５０ｑｏの使用温度領域で十分
に高強度を維持し、更に、使用時にとどまらず溶接時の
再加熱によっても継手部は上記の温度領域において十分
に高強度を維持することを知見したのである。このよう
に本発明方法によると、鋼管が中温域で高強度を有する
のは、焼入れ処理による高転位密度の導入、競もどし処
理による微細炭化物の析出や、この析出物が転位をピン
ニングすることによって適度な転位密度が維持できるこ
とに基づいている。しかし、本発明者らは、更に、研究
したところ、このようにして達成される高強度は４５０
℃程度までは十分に維持できること、再加熱を受けて炭
化物を再溶解した溶接熱影響部においても、中温城にお
ける炭化物の再析出により高強度が維持されることを見
出したのである。まず、本発明方法によって製造される
鋼管は熔接時の水素割れの感受性の点で最も有害なＣが
従来例の鋼管に比べ著しく低減しているため、予熱温度
は低くすることができ、現地の溶接性がきわめて良好と
なる。
により常温等の性質が付与されるが、輸送蒸気により中
温城に再加熱されたときには性質が変化し、このような
加熱状態での使用に適用されない。そこで、この点につ
いて本発明者らは研究したところ、鋼管を加熱して焼入
れ競もどし処理をするときには、ＭｏならびにＶを複合
添加すると、２００〜４５０ｑｏの使用温度領域で十分
に高強度を維持し、更に、使用時にとどまらず溶接時の
再加熱によっても継手部は上記の温度領域において十分
に高強度を維持することを知見したのである。このよう
に本発明方法によると、鋼管が中温域で高強度を有する
のは、焼入れ処理による高転位密度の導入、競もどし処
理による微細炭化物の析出や、この析出物が転位をピン
ニングすることによって適度な転位密度が維持できるこ
とに基づいている。しかし、本発明者らは、更に、研究
したところ、このようにして達成される高強度は４５０
℃程度までは十分に維持できること、再加熱を受けて炭
化物を再溶解した溶接熱影響部においても、中温城にお
ける炭化物の再析出により高強度が維持されることを見
出したのである。まず、本発明方法によって製造される
鋼管は熔接時の水素割れの感受性の点で最も有害なＣが
従来例の鋼管に比べ著しく低減しているため、予熱温度
は低くすることができ、現地の溶接性がきわめて良好と
なる。
・次に、成分中のＣ量が低減されているが、２００〜４
５０の温度領域で使用したときに著しく高い強度を示す
ことから、従来例に較べて薄肉化でき、その上、子熱温
度の低下や、一つの継手当りに必要な溶接パス数の減少
等が達成できることから溶接能率は著しく向上する。
５０の温度領域で使用したときに著しく高い強度を示す
ことから、従来例に較べて薄肉化でき、その上、子熱温
度の低下や、一つの継手当りに必要な溶接パス数の減少
等が達成できることから溶接能率は著しく向上する。
以下、本発明方法について鋼管の組成から順に説明する
。
。
Ｃ：Ｃは３００ｑｏ前後の引張強さを高めるのに有効で
あり、また、競もどし時に炭化物を微細析出させ降伏強
さを高めるので、ある程度の量は必要である。
あり、また、競もどし時に炭化物を微細析出させ降伏強
さを高めるので、ある程度の量は必要である。
従って、本発明においても０．０３％をその下限とする
。しかしながら、多すぎると溶接性の点では、最も有害
な元素であり、０．１５％を越えると水素割れの危険性
が急激に増すので、これを上限とする。Ｓｉ：Ｓｉは脱
酸上有用な元素であり、通常０．０１％以上は必要であ
り、また、固熔強化作用があり、耐酸化性の点でも有効
であるが、０．８０％を越えると鋤性および溶接性が顕
著に劣化するので、Ｓｊの範囲は０．０１〜０．８０％
とした。
。しかしながら、多すぎると溶接性の点では、最も有害
な元素であり、０．１５％を越えると水素割れの危険性
が急激に増すので、これを上限とする。Ｓｉ：Ｓｉは脱
酸上有用な元素であり、通常０．０１％以上は必要であ
り、また、固熔強化作用があり、耐酸化性の点でも有効
であるが、０．８０％を越えると鋤性および溶接性が顕
著に劣化するので、Ｓｊの範囲は０．０１〜０．８０％
とした。
Ｍｎ：Ｍｎは固港強化のみならず、嫁入性の向上を通じ
て強化に寄与するので、少なくとも０．５０％は必要で
ある。
て強化に寄与するので、少なくとも０．５０％は必要で
ある。
また、Ｍｎは、偏折傾向が強く多すぎると溶接割れの危
険が増大することから、２．０％を上限とする。Ｍｏ：
Ｍｏは本発明方法において上記の如く重要な役割を果た
す元素であり、Ｍｏの存在により焼入性の向上と糠もど
し時の析出強化を達成し、これに併せて後のＶの添加に
より中温域における高強度を実現する。また、Ｍｏは高
温側の強度の維持に有効であり、０．０１％未満ではそ
の効果がなく、０．３０％を越えると溶接性が損なわれ
、高価な元素であることから、上限は０．３０％に定め
た。Ｖ：ＶはＭｏとともに添加し、これらの複合添加に
よって中温城での高強度を実現するところが本発明の特
徴である。しかし、Ｖが０．００５％未満では、その効
果がなく、０．１０％を越えると、溶接性を害するばか
りか轍性を劣化させるので、その範囲はＭｏの添加範囲
との関連で０．００５〜０．１０％とした。Ａそ：Ａれ
ま脱酸上有用な元素であり、かつ鋼中不純物窒素を固定
し、鋼の紬粒化に有効に寄与するので、少なくとも０．
００１％は必要である。
険が増大することから、２．０％を上限とする。Ｍｏ：
Ｍｏは本発明方法において上記の如く重要な役割を果た
す元素であり、Ｍｏの存在により焼入性の向上と糠もど
し時の析出強化を達成し、これに併せて後のＶの添加に
より中温域における高強度を実現する。また、Ｍｏは高
温側の強度の維持に有効であり、０．０１％未満ではそ
の効果がなく、０．３０％を越えると溶接性が損なわれ
、高価な元素であることから、上限は０．３０％に定め
た。Ｖ：ＶはＭｏとともに添加し、これらの複合添加に
よって中温城での高強度を実現するところが本発明の特
徴である。しかし、Ｖが０．００５％未満では、その効
果がなく、０．１０％を越えると、溶接性を害するばか
りか轍性を劣化させるので、その範囲はＭｏの添加範囲
との関連で０．００５〜０．１０％とした。Ａそ：Ａれ
ま脱酸上有用な元素であり、かつ鋼中不純物窒素を固定
し、鋼の紬粒化に有効に寄与するので、少なくとも０．
００１％は必要である。
しかし、多すぎると靭性の劣化を招くので０．１０％を
上限とした。以上の通りに各成分を含有し、残部がＦｅ
と不純物よりなる鋼管をＡｃ３点以上に加熱後焼入れし
てから６００ｑｏ以上Ａｃ，点以下の温度で焼もどし処
理すると、中温城において強度が維持され、溶接性にも
優れる鋼管が製造できる。
上限とした。以上の通りに各成分を含有し、残部がＦｅ
と不純物よりなる鋼管をＡｃ３点以上に加熱後焼入れし
てから６００ｑｏ以上Ａｃ，点以下の温度で焼もどし処
理すると、中温城において強度が維持され、溶接性にも
優れる鋼管が製造できる。
また、上記組成の鋼管の焼入時の加熱温度をＡｃ３点以
上としたのは、Ａｃ３点未満の加熱温度では、均一なオ
ーステナィト状態が得られず、焼入後の強度が不安定と
なるためである。
上としたのは、Ａｃ３点未満の加熱温度では、均一なオ
ーステナィト状態が得られず、焼入後の強度が不安定と
なるためである。
また、暁もどし温度の範囲を６００ｏｏ以上Ａｃ，一点
以下としたのは６００つ○未満の不十分な暁もと、しで
は、再加熱を受けた時の強度変化が大きく、Ａｃ，点を
越える燐もどしでは、２相城のため、急激な強度低下が
起こり、所要の強度が得られないからである。
以下としたのは６００つ○未満の不十分な暁もと、しで
は、再加熱を受けた時の強度変化が大きく、Ａｃ，点を
越える燐もどしでは、２相城のため、急激な強度低下が
起こり、所要の強度が得られないからである。
次に、実施例について説明する。
まず第１表は供試材として用いたシームレス鋼管の成分
組成を示し、この中で鋼管Ａ〜Ｃは本発明の範囲に属す
る組成の鋼管であり、鋼管Ｊ〜Ｌは従来例に係る中温城
用鋼管の組成である。
組成を示し、この中で鋼管Ａ〜Ｃは本発明の範囲に属す
る組成の鋼管であり、鋼管Ｊ〜Ｌは従来例に係る中温城
用鋼管の組成である。
次に、これらのうち、鋼管Ａ〜Ｃは誘導加熱により９２
０〜９４０午０に加熱し、その後、水焼入れしてから、
６５０〜６７０ｏｏの温度で誘導加熱により焼もどした
が、これに対し、鋼管Ｊ〜Ｌは従来例の如く、常法で焼
ならしするか、または焼ならし後さらに蛾もどした。こ
のようにして得られた鋼管について、常温及び３５００
０における各強度、更にセルローズ系溶接榛（Ｅ６０１
０）によるバツテルタィプビート下割れ試験の割れ率を
求めたところ第２表の通りであった。なお、ビート下割
れ試験の条件は試験片初期温度０００、溶接電流１００
Ａ、溶接速度２５弧／ｍｉｎ、ビート長さ滋肋であった
。第１表第２表 ただし、ＱＴ：隣入（９２０〜９４０℃）燐もどし（６
５０〜６７０℃）Ｎ：暁をらし（９１０℃）ＮＴ：暁な
らし（９２５℃）燐もどし（６７５℃）第２表から明ら
かな通り、本発明法によって製造する場合のは、従来例
による場合に比べ３５０℃における強度が著しく高く、
溶接性の点においてもビート下割れ試験におけるわれ率
が極めて低い。
０〜９４０午０に加熱し、その後、水焼入れしてから、
６５０〜６７０ｏｏの温度で誘導加熱により焼もどした
が、これに対し、鋼管Ｊ〜Ｌは従来例の如く、常法で焼
ならしするか、または焼ならし後さらに蛾もどした。こ
のようにして得られた鋼管について、常温及び３５００
０における各強度、更にセルローズ系溶接榛（Ｅ６０１
０）によるバツテルタィプビート下割れ試験の割れ率を
求めたところ第２表の通りであった。なお、ビート下割
れ試験の条件は試験片初期温度０００、溶接電流１００
Ａ、溶接速度２５弧／ｍｉｎ、ビート長さ滋肋であった
。第１表第２表 ただし、ＱＴ：隣入（９２０〜９４０℃）燐もどし（６
５０〜６７０℃）Ｎ：暁をらし（９１０℃）ＮＴ：暁な
らし（９２５℃）燐もどし（６７５℃）第２表から明ら
かな通り、本発明法によって製造する場合のは、従来例
による場合に比べ３５０℃における強度が著しく高く、
溶接性の点においてもビート下割れ試験におけるわれ率
が極めて低い。
このことから本発明法による場合は、中温域における強
度が高いとともに良好な溶接性が得られることがわかる
。次に、上記の通りに製造した鋼管のうちから本発明に
よる代表的中温城として鋼管Ａ、従来例による代表的鋼
管として鋼管Ｋを選んでこれにつき常温〜５５０ｑ０の
温度範囲に渡って強度を求め、これらを比較すると第１
図の通りであった。
度が高いとともに良好な溶接性が得られることがわかる
。次に、上記の通りに製造した鋼管のうちから本発明に
よる代表的中温城として鋼管Ａ、従来例による代表的鋼
管として鋼管Ｋを選んでこれにつき常温〜５５０ｑ０の
温度範囲に渡って強度を求め、これらを比較すると第１
図の通りであった。
なお、この高温引張試験は、平行部径６肋少、ゲージ長
さ３仇肋の丸榛試験片を用いて、ＪＩＳ．Ｇ０５６７に
もとついて行なった。また、第１図において実線は鋼管
Ａ、点線は鋼管Ｋを示す。この第１図に示す結果から、
本発明方法による場合は、中温城で従来例の場合に比べ
て著しく強度が高く、とくに降伏強さが高いことがわか
る。
さ３仇肋の丸榛試験片を用いて、ＪＩＳ．Ｇ０５６７に
もとついて行なった。また、第１図において実線は鋼管
Ａ、点線は鋼管Ｋを示す。この第１図に示す結果から、
本発明方法による場合は、中温城で従来例の場合に比べ
て著しく強度が高く、とくに降伏強さが高いことがわか
る。
また、４５０ｏｏを越えるとクリープが顕著になるので
、本発明方法で製造される鋼管Ａの使用範囲は４５０つ
０を越えないことが好ましいが、この範囲における両鋼
管の強度差△ｏｙ及び△０８は十分保持されることがわ
かる。さらに、従来例の場合の引張強さ。Ｂがピークを
示す温度は２５０００付近であるのに対し、本発明方法
で製造される鋼管Ａの０８のピーク温度は、３００つ０
付近まで上昇し、この点でも本発明方法が優れているこ
とがわかる。次に、本発明方法で製造される鋼管Ａによ
つて、円周溶接継手を製作し、その熱影響部を含む継手
強度と母材部の強度とを比較したところ第２図の通りで
あった。なお、試験片及び試験方法は第１図の場合と同
様であり、円周溶接の条件は第３表に示した。また、第
２図において符号イは母村部、口は溶接継手部の強度を
示した。第３表 第２図から溶接継手部は母材部に比較して、常温〜２５
０℃の比較的低温側では若干強度が低下するが、３００
〜４５０午０の領域では母材部と強度が同等であって、
全体として十分な高強度を有していることがわかる。
、本発明方法で製造される鋼管Ａの使用範囲は４５０つ
０を越えないことが好ましいが、この範囲における両鋼
管の強度差△ｏｙ及び△０８は十分保持されることがわ
かる。さらに、従来例の場合の引張強さ。Ｂがピークを
示す温度は２５０００付近であるのに対し、本発明方法
で製造される鋼管Ａの０８のピーク温度は、３００つ０
付近まで上昇し、この点でも本発明方法が優れているこ
とがわかる。次に、本発明方法で製造される鋼管Ａによ
つて、円周溶接継手を製作し、その熱影響部を含む継手
強度と母材部の強度とを比較したところ第２図の通りで
あった。なお、試験片及び試験方法は第１図の場合と同
様であり、円周溶接の条件は第３表に示した。また、第
２図において符号イは母村部、口は溶接継手部の強度を
示した。第３表 第２図から溶接継手部は母材部に比較して、常温〜２５
０℃の比較的低温側では若干強度が低下するが、３００
〜４５０午０の領域では母材部と強度が同等であって、
全体として十分な高強度を有していることがわかる。
すなわち、本発明方法で製造した鋼管は溶接時に熱影響
部でいったん再溶解した炭化物の一部が溶接後も依然と
して固溶状態にあって、それが試験温度で再析出するか
、あるいは転位と相互作用するため、継手部においても
十分な高強度が維持されるものと思われる。以上詳しく
説明した通り、本発明方法は重量１０び分率でＣ：０．
０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ
：０．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％
、Ｖ：０．００５〜０．１０％ならびにＡぞ０．００１
〜０．１０％を含み、残部が鉄及び不純物からなる鋼管
をＡｃ３点以上の温度に加熱後燈入してから、６０００
０以上Ａｃ，点以下の温度で焼きもどして鋼管を製造す
るものである。
部でいったん再溶解した炭化物の一部が溶接後も依然と
して固溶状態にあって、それが試験温度で再析出するか
、あるいは転位と相互作用するため、継手部においても
十分な高強度が維持されるものと思われる。以上詳しく
説明した通り、本発明方法は重量１０び分率でＣ：０．
０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ
：０．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％
、Ｖ：０．００５〜０．１０％ならびにＡぞ０．００１
〜０．１０％を含み、残部が鉄及び不純物からなる鋼管
をＡｃ３点以上の温度に加熱後燈入してから、６０００
０以上Ａｃ，点以下の温度で焼きもどして鋼管を製造す
るものである。
このため、本発明方法によって蒸気輸送用鋼管を製造す
ると、．その鋼管はＣ量が低いため、溶接時の水素割れ
の感受性に優れ、予熱温度が低くとれ、溶接性が良好で
ある。
ると、．その鋼管はＣ量が低いため、溶接時の水素割れ
の感受性に優れ、予熱温度が低くとれ、溶接性が良好で
ある。
また、Ｃ量が低いにもかかわらず、中温城において著し
く高い強度を有し、従来例の場合に比べて鋼管は薄肉化
できる。なお、上記のところでは本発明方法についてい
ずれもシームレス鋼管を用いた例を中心に説明したが、
これはシームレス鋼管の場合は、管長手方向に溶接部が
存在せず、溶接は施工時の円周溶接のみとなるからであ
る。しかしながら、管長手方向に溶接部が存在したとし
ても、本発明方法は溶接部を含む鋼管全体をＡｃ３点以
上に加熱してから暁入するのであるから、溶接金属が上
記の通りの成分から成るように適当に溶接材料を選定し
さえすれば、シームレス以外の溶接鋼管に対しても本発
明はそのまま適用できる。
く高い強度を有し、従来例の場合に比べて鋼管は薄肉化
できる。なお、上記のところでは本発明方法についてい
ずれもシームレス鋼管を用いた例を中心に説明したが、
これはシームレス鋼管の場合は、管長手方向に溶接部が
存在せず、溶接は施工時の円周溶接のみとなるからであ
る。しかしながら、管長手方向に溶接部が存在したとし
ても、本発明方法は溶接部を含む鋼管全体をＡｃ３点以
上に加熱してから暁入するのであるから、溶接金属が上
記の通りの成分から成るように適当に溶接材料を選定し
さえすれば、シームレス以外の溶接鋼管に対しても本発
明はそのまま適用できる。
また、蒸気輸送用鋼管の場合、使用目的からいえば、低
温鞠性は、とくに必要ないが施工場所が寒冷地となって
、そのため、ある程度の勤性が要求されることも考えら
れる。
温鞠性は、とくに必要ないが施工場所が寒冷地となって
、そのため、ある程度の勤性が要求されることも考えら
れる。
本発明方法により製造された常中温城用鋼管は、暁入焼
もどし処理により自動的に良好な靭性を有しているので
、この点でも従来鋼に比べ優れている。
もどし処理により自動的に良好な靭性を有しているので
、この点でも従来鋼に比べ優れている。
第１図は本発明方法により製造した鋼管の代表例による
鋼管の代表例について常温〜５５０ｄｏでの強度を比較
して示したグラフ、第２図は本発明方法で製造した鋼管
の代表例について円周溶後した場合のその継手部と母村
部との常温〜５５０ｑｏでの強度を比較して示したグラ
フである。 イ・・・・・・母材部強度、口・・・・・・溶接継手部
強度。 第２図第１図
鋼管の代表例について常温〜５５０ｄｏでの強度を比較
して示したグラフ、第２図は本発明方法で製造した鋼管
の代表例について円周溶後した場合のその継手部と母村
部との常温〜５５０ｑｏでの強度を比較して示したグラ
フである。 イ・・・・・・母材部強度、口・・・・・・溶接継手部
強度。 第２図第１図
Claims (1)
- １ 重量百分率でＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０
．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｍ
ｏ：０．０１〜０．３０％を含むと共に、Ｖ：０．００
５〜０．１０％ならびにＡｌ０．００１〜０．１０％を
含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼管を、Ａｃ
＿３点以上の温度に加熱して焼入してから、６００℃以
上Ａｃ＿１点以下の温度で焼きもどすことを特徴とする
２００〜４５０℃の中温域において高い強度を示す蒸気
輸送用鋼管の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10575979A JPS6027731B2 (ja) | 1979-08-20 | 1979-08-20 | ２００〜４５０℃の中温域において高い強度を示す蒸気輸送用鋼管の製造方法 |
| CA358,149A CA1131105A (en) | 1979-08-20 | 1980-08-13 | Method of producing high-strength steel pipes having a good weldability and adapted to be used in a steam distribution pipeline in the oil sands development |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10575979A JPS6027731B2 (ja) | 1979-08-20 | 1979-08-20 | ２００〜４５０℃の中温域において高い強度を示す蒸気輸送用鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5629627A JPS5629627A (en) | 1981-03-25 |
| JPS6027731B2 true JPS6027731B2 (ja) | 1985-07-01 |
Family
ID=14416141
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10575979A Expired JPS6027731B2 (ja) | 1979-08-20 | 1979-08-20 | ２００〜４５０℃の中温域において高い強度を示す蒸気輸送用鋼管の製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6027731B2 (ja) |
| CA (1) | CA1131105A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6210212A (ja) * | 1985-07-08 | 1987-01-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | ベンド管の製造方法 |
| JPH05263193A (ja) * | 1992-03-18 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | 歪取り焼鈍時の耐軟化性の優れた高強度ボイラー用電縫鋼管 |
| BR112012002024B1 (pt) * | 2009-08-21 | 2019-01-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | método de fabricação de tubo de aço sem costura de parede grossa. |
| CN106048442B (zh) * | 2016-05-31 | 2018-05-01 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含钒管线钢及其生产方法 |
-
1979
- 1979-08-20 JP JP10575979A patent/JPS6027731B2/ja not_active Expired
-
1980
- 1980-08-13 CA CA358,149A patent/CA1131105A/en not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA1131105A (en) | 1982-09-07 |
| JPS5629627A (en) | 1981-03-25 |
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