JP4102103B2 - 高強度ベンド管の製造法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はＡＰＩ規格Ｘ８０（降伏強度：約５５１Ｎ／ｍｍ2 ）以上Ｘ１００ （降伏強度：約６８９Ｎ／ｍｍ2 ）以下の強度と高靱性を有するベンド管（曲がり管）の製造法に関するものである。
【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。特にパイプライン敷設域の寒冷地化や深海化、敷設時のコスト削減、高圧輸送によるコスト削減のニーズに伴い、Ｘ８０〜Ｘ１００級の高強度ベンド管が要求されるようになっている。
【０００２】
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７−３３３０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。
【０００４】
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。しかしながら、これはＣ量の低減による強度の低下を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、極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、Ｘ８０〜Ｘ１００級の高強度を有し、かつ低温での優れた靱性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、Ｘ８０〜Ｘ１００級の強度と低温での優れた靱性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】
本発明の要旨は、質量％で（以下、各成分の含有量は質量％を意味する。）、
Ｃ ：０．０３〜０．１０、 Ｓｉ：０．３以下、
Ｍｎ：０．８〜２．２、 Ｐ ：０．０１５以下、
Ｓ ：０．００３以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０、Ａｌ：０．００４以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６、Ｏ ：０．００６以下
に、必要に応じてさらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、
Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｍｏ：０．１〜１．０、
Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２、
Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち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
ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にある母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０、 Ｓｉ：０．６以下、
Ｍｎ：１．０〜２．２、 Ｐ ：０．０１５以下、
Ｓ ：０．０１以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０、
Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０、
Ｏ ：０．０４以下に、必要に応じてさらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、
Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｍｏ：０．１〜１．０、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５、 Ｖ ：０．０１〜０．１０、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３、Ｃａ：０．００１〜０．００５
のうち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
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらに
ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＷ値が０．４９〜０．５５の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱後、曲げ加工しながら直ちに焼入れすることを特徴とする低温靭性に優れた高強度ベンド管の製造法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造方法について詳細に説明する。
従来より、極低炭素−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以上に高強度化、極厚化する場合、さらに合金元素量の増加が必要となり、ベンド管母材の低温靱性は不十分となる。
【０００８】
一方、ベンド管の溶接金属については、低炭素−Ｎｂ系鋼管を加熱後、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（特開平１−４４７６９号公報）。しかしながら、高強度化する場合、さらに合金元素量の増加が必要となるが、従来の製造法では結晶粒の粗大化と相まって溶接金属の低温靭性は劣化する。
【０００９】
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母材および溶接金属部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、（１）実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−低Ｓｉ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系の母材と低Ｃ−高Ｍｎ−微量Ｔｉを含み、かつＡｌ，Ｎ，酸素，Ｔｉ量のバランスを考慮した溶接金属成分を有する鋼管であること、（２）この鋼管を適正な温度範囲に加熱後、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、これらによって母材と溶接金属部の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、（１）結晶粒のサイズ、（２）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。とくに高強度化、厚肉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Ｓｉ量とＡｌ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。ＳｉとＡｌを添加した場合には、ＳｉやＡｌはセメンタイトへの溶解度が小さく、セメンタイト中にＳｉやＡｌが固溶しないために、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。
【００１１】
この効果を十分に発揮させるために、母材のＳｉおよびＡｌの量をそれぞれＳｉ：０．３％以下、Ａｌ：０．００４％以下に限定した。Ｓｉ、Ａｌ量の上限の値はＭＡ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。Ｓｉは脱酸や強度向上のために必要な元素であり、その上限の値を０．３％とした。
ただし、Ｓｉ量は強度が確保できる範囲内でできるだけ少ない方が望ましい。
【００１２】
Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれるが、本発明では好ましくない元素である。Ａｌ量が０．００４％を超えるとＨＡＺでのＭＡの生成量が顕著となり、低温靱性の劣化を招くので、上限を０．００４％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉ，Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
【００１３】
Ｃの下限０．０３％は、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果を発揮させるための最小量である。しかしＣ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。
【００１４】
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２．２％とした。
【００１５】
Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．０１％とした。しかしＮｂを０．１０％超添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。
【００１６】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００１７】
さらに本発明では、不純物元素であるＰ，Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．００３％以下、０．００６％以下とする。この主たる理由は母材、ＨＡＺ靱性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し、粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくして、低温靱性の改善に効果がある。したがってＰ，Ｓ，Ｏ量は低いほど好ましい。
【００１８】
ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト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。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるので、その上限は０．００６％に抑える必要がある。
【００１９】
さらに、ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣＥＢ値を０．４〜０．６の範囲に限定する必要がある。ＣＥＢ値が０．４未満では十分な強度が得られない。またＣＥＢ値が０．６を超えると強度が大きく上昇し、靭性の劣化が起こる。
【００２０】
一方、鋼管長手方向の溶接金属部の低温靱性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）島状マルテンサイト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。とくに高強度化、厚肉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、従来の加熱温度においては結晶粒の粗大化と相まって靭性の劣化は避けられない。
【００２１】
そこで、Ａｌ、Ｎ，酸素およびＴｉ量のバンランスを適正化することにより低温靱性を飛躍的に改善できることがわかった。すなわちＰ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉで表される式において、Ｐ値が−０．０１０〜０．０１０％になるように各成分を適正化することにより、低温靱性が向上する。
Ｐ値はＴｉ量の過不足を示したもので、Ｐ値が低い（マイナス）場合にはＴｉが過剰に添加されていることになり、ＴｉＣなど析出硬化により低温靱性が劣化する。一方Ｐ値が高い（プラス）場合にはＴｉ量が不足（または酸素量が過剰）しているために、低温靱性が劣化する。良好な低温靱性を得るためにはＰ値を−０．０１０〜０．０１０％にする必要がある。
【００２２】
溶接金属のＣの下限０．０３％は溶接金属部の強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果などを発揮させるための最小量である。しかしＣ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。
【００２３】
Ｓｉは溶接金属部において脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると低温靱性を劣化させるので、上限を０．６％とした。溶接金属の脱酸はＴｉあるいはＡｌのみでも十分である。
【００２４】
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１．０％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２．２％とした。
【００２５】
Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．００５％とした。しかしＮｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％とした。
【００２６】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。
このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００２７】
Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素で組織の微細化にも効果を有する。しかしＡｌ量が０．０５％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０５％とした。
【００２８】
ＮはＴｉＮを形成して再加熱時のオ−ステナイト粒の粗大化を抑制して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。しかし多過ぎると固溶Ｎの増加による靱性の劣化の原因となるので、その上限は０．０１０％に抑える必要がある。
【００２９】
Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくして、低温靱性の改善に効果がある。したがってＯ量は低いほど好ましい。Ｏ量が多すぎると清浄度が劣化して、低温靱性が劣化するので、その上限の値は０．０４％である。
【００３０】
さらに本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．０１％以下とする。この主たる理由は母材、ＨＡＺ靱性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し、粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。したがってＰ，Ｓ量は低いほど好ましい。
【００３１】
次にＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｃａを添加する理由について説明する。
基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靱性などの特性の向上をはかるためである。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。
【００３２】
Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を増加させる。この効果を発揮させるために０．１％以上の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると経済性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化させるので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有効である。
【００３３】
ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つとともに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果がある。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させる。この効果を発揮させるためには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の靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるので、その上限を１．０％とした。
【００３４】
Ｃｒは母材の強度を増加させる効果があり、この効果を発揮させるためには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％である。
【００３５】
Ｍｏを添加する理由は母材、溶接部の強度を増加させる効果がある。Ｎｂと共存して制御圧延時にオ−ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オ−ステナイト組織の微細化にも効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．１％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とした。
【００３６】
Ｎｂは結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．００５％とした。しかしＮｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％とした。
【００３７】
ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する。こ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。その上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性の点から０．１０％まで許容できる。
【００３８】
Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高める。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００３０％とした。
【００３９】
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。しかしＣａ量が０．００１％未満では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳ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０．００１〜０．００５％に制限した。
【００４０】
さらに、ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣＥＷ値を０．４９〜０．５５の範囲に限定する必要がある。ＣＥＷ値が０．４９未満では十分な強度が得られない。またＣＥＷ値が０．５５を超えると強度が大きく上昇し、靭性の劣化が起こる。
なお、上記成分を有する鋼の圧延方法として、制御圧延または制御圧延〜加速冷却することが望ましい。これはベンド管の袖部の強度と低温靱性を確保するためである。
【００４１】
次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８００〜９００℃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十分に溶体化させ、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９００℃を超えると、溶接金属において加熱時のオ−ステナイト粒が著しく成長し、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９００℃とした。
【００４２】
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１０℃／秒以上が望ましい。
【００４３】
【実施例】
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。母材及び溶接金属の成分、鋼管の製造法、ベンド条件、及び母材及び溶接金属の機械的性質を表１（表１−１、表１−２）及び表２に示す。
表から明らかなように、本発明の鋼管は優れた強度・低温靱性を有する。
【００４４】
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。
すなわち、鋼６は母材のＣ量が多過ぎるため、母材の低温靱性が悪い。鋼７は母材のＭｎ量が高過ぎるため、母材の低温靱性が悪い。鋼８は母材のＡｌ量が多過ぎるため、ＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼９は母材のＣＥＢ値が小さいため、十分な強度が得られない。鋼１０は母材のＣＥＢ値が大きいため、強度が著しく上昇し、低温靭性も悪い。
【００４５】
鋼１１は溶接金属のＣ量が多過ぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１２は溶接金属のＭｎ量が少な過ぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１３はＰ値が小さすぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１４はＰ値が高すぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１５は鋼管の再加熱温度が高すぎるため、低温靱性が悪い。鋼１６は鋼管の再加熱温度が低すぎるため強度が低い。鋼１７は曲げ加工後空冷したために強度が低い。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】
【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）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。
【発明の属する技術分野】
本発明はＡＰＩ規格Ｘ８０（降伏強度：約５５１Ｎ／ｍｍ2 ）以上Ｘ１００ （降伏強度：約６８９Ｎ／ｍｍ2 ）以下の強度と高靱性を有するベンド管（曲がり管）の製造法に関するものである。
【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。特にパイプライン敷設域の寒冷地化や深海化、敷設時のコスト削減、高圧輸送によるコスト削減のニーズに伴い、Ｘ８０〜Ｘ１００級の高強度ベンド管が要求されるようになっている。
【０００２】
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７−３３３０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。
【０００４】
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。しかしながら、これはＣ量の低減による強度の低下を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、極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、Ｘ８０〜Ｘ１００級の高強度を有し、かつ低温での優れた靱性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、Ｘ８０〜Ｘ１００級の強度と低温での優れた靱性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】
本発明の要旨は、質量％で（以下、各成分の含有量は質量％を意味する。）、
Ｃ ：０．０３〜０．１０、 Ｓｉ：０．３以下、
Ｍｎ：０．８〜２．２、 Ｐ ：０．０１５以下、
Ｓ ：０．００３以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０、Ａｌ：０．００４以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６、Ｏ ：０．００６以下
に、必要に応じてさらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、
Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｍｏ：０．１〜１．０、
Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２、
Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち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
ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にある母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０、 Ｓｉ：０．６以下、
Ｍｎ：１．０〜２．２、 Ｐ ：０．０１５以下、
Ｓ ：０．０１以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０、
Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０、
Ｏ ：０．０４以下に、必要に応じてさらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、
Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｍｏ：０．１〜１．０、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５、 Ｖ ：０．０１〜０．１０、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３、Ｃａ：０．００１〜０．００５
のうち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
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらに
ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＷ値が０．４９〜０．５５の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱後、曲げ加工しながら直ちに焼入れすることを特徴とする低温靭性に優れた高強度ベンド管の製造法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造方法について詳細に説明する。
従来より、極低炭素−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以上に高強度化、極厚化する場合、さらに合金元素量の増加が必要となり、ベンド管母材の低温靱性は不十分となる。
【０００８】
一方、ベンド管の溶接金属については、低炭素−Ｎｂ系鋼管を加熱後、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（特開平１−４４７６９号公報）。しかしながら、高強度化する場合、さらに合金元素量の増加が必要となるが、従来の製造法では結晶粒の粗大化と相まって溶接金属の低温靭性は劣化する。
【０００９】
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母材および溶接金属部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、（１）実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−低Ｓｉ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系の母材と低Ｃ−高Ｍｎ−微量Ｔｉを含み、かつＡｌ，Ｎ，酸素，Ｔｉ量のバランスを考慮した溶接金属成分を有する鋼管であること、（２）この鋼管を適正な温度範囲に加熱後、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、これらによって母材と溶接金属部の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、（１）結晶粒のサイズ、（２）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。とくに高強度化、厚肉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Ｓｉ量とＡｌ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。ＳｉとＡｌを添加した場合には、ＳｉやＡｌはセメンタイトへの溶解度が小さく、セメンタイト中にＳｉやＡｌが固溶しないために、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。
【００１１】
この効果を十分に発揮させるために、母材のＳｉおよびＡｌの量をそれぞれＳｉ：０．３％以下、Ａｌ：０．００４％以下に限定した。Ｓｉ、Ａｌ量の上限の値はＭＡ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。Ｓｉは脱酸や強度向上のために必要な元素であり、その上限の値を０．３％とした。
ただし、Ｓｉ量は強度が確保できる範囲内でできるだけ少ない方が望ましい。
【００１２】
Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれるが、本発明では好ましくない元素である。Ａｌ量が０．００４％を超えるとＨＡＺでのＭＡの生成量が顕著となり、低温靱性の劣化を招くので、上限を０．００４％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉ，Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
【００１３】
Ｃの下限０．０３％は、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果を発揮させるための最小量である。しかしＣ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。
【００１４】
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２．２％とした。
【００１５】
Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．０１％とした。しかしＮｂを０．１０％超添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。
【００１６】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００１７】
さらに本発明では、不純物元素であるＰ，Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．００３％以下、０．００６％以下とする。この主たる理由は母材、ＨＡＺ靱性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し、粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくして、低温靱性の改善に効果がある。したがってＰ，Ｓ，Ｏ量は低いほど好ましい。
【００１８】
ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト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。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるので、その上限は０．００６％に抑える必要がある。
【００１９】
さらに、ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣＥＢ値を０．４〜０．６の範囲に限定する必要がある。ＣＥＢ値が０．４未満では十分な強度が得られない。またＣＥＢ値が０．６を超えると強度が大きく上昇し、靭性の劣化が起こる。
【００２０】
一方、鋼管長手方向の溶接金属部の低温靱性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）島状マルテンサイト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。とくに高強度化、厚肉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、従来の加熱温度においては結晶粒の粗大化と相まって靭性の劣化は避けられない。
【００２１】
そこで、Ａｌ、Ｎ，酸素およびＴｉ量のバンランスを適正化することにより低温靱性を飛躍的に改善できることがわかった。すなわちＰ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉで表される式において、Ｐ値が−０．０１０〜０．０１０％になるように各成分を適正化することにより、低温靱性が向上する。
Ｐ値はＴｉ量の過不足を示したもので、Ｐ値が低い（マイナス）場合にはＴｉが過剰に添加されていることになり、ＴｉＣなど析出硬化により低温靱性が劣化する。一方Ｐ値が高い（プラス）場合にはＴｉ量が不足（または酸素量が過剰）しているために、低温靱性が劣化する。良好な低温靱性を得るためにはＰ値を−０．０１０〜０．０１０％にする必要がある。
【００２２】
溶接金属のＣの下限０．０３％は溶接金属部の強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果などを発揮させるための最小量である。しかしＣ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。
【００２３】
Ｓｉは溶接金属部において脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると低温靱性を劣化させるので、上限を０．６％とした。溶接金属の脱酸はＴｉあるいはＡｌのみでも十分である。
【００２４】
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１．０％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２．２％とした。
【００２５】
Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．００５％とした。しかしＮｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％とした。
【００２６】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。
このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００２７】
Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素で組織の微細化にも効果を有する。しかしＡｌ量が０．０５％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０５％とした。
【００２８】
ＮはＴｉＮを形成して再加熱時のオ−ステナイト粒の粗大化を抑制して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。しかし多過ぎると固溶Ｎの増加による靱性の劣化の原因となるので、その上限は０．０１０％に抑える必要がある。
【００２９】
Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくして、低温靱性の改善に効果がある。したがってＯ量は低いほど好ましい。Ｏ量が多すぎると清浄度が劣化して、低温靱性が劣化するので、その上限の値は０．０４％である。
【００３０】
さらに本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．０１％以下とする。この主たる理由は母材、ＨＡＺ靱性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し、粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。したがってＰ，Ｓ量は低いほど好ましい。
【００３１】
次にＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｃａを添加する理由について説明する。
基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靱性などの特性の向上をはかるためである。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。
【００３２】
Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を増加させる。この効果を発揮させるために０．１％以上の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると経済性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化させるので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有効である。
【００３３】
ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つとともに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果がある。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させる。この効果を発揮させるためには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の靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるので、その上限を１．０％とした。
【００３４】
Ｃｒは母材の強度を増加させる効果があり、この効果を発揮させるためには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％である。
【００３５】
Ｍｏを添加する理由は母材、溶接部の強度を増加させる効果がある。Ｎｂと共存して制御圧延時にオ−ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オ−ステナイト組織の微細化にも効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．１％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とした。
【００３６】
Ｎｂは結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．００５％とした。しかしＮｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％とした。
【００３７】
ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する。こ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。その上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性の点から０．１０％まで許容できる。
【００３８】
Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高める。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００３０％とした。
【００３９】
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。しかしＣａ量が０．００１％未満では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳ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０．００１〜０．００５％に制限した。
【００４０】
さらに、ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣＥＷ値を０．４９〜０．５５の範囲に限定する必要がある。ＣＥＷ値が０．４９未満では十分な強度が得られない。またＣＥＷ値が０．５５を超えると強度が大きく上昇し、靭性の劣化が起こる。
なお、上記成分を有する鋼の圧延方法として、制御圧延または制御圧延〜加速冷却することが望ましい。これはベンド管の袖部の強度と低温靱性を確保するためである。
【００４１】
次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８００〜９００℃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十分に溶体化させ、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９００℃を超えると、溶接金属において加熱時のオ−ステナイト粒が著しく成長し、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９００℃とした。
【００４２】
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１０℃／秒以上が望ましい。
【００４３】
【実施例】
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。母材及び溶接金属の成分、鋼管の製造法、ベンド条件、及び母材及び溶接金属の機械的性質を表１（表１−１、表１−２）及び表２に示す。
表から明らかなように、本発明の鋼管は優れた強度・低温靱性を有する。
【００４４】
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。
すなわち、鋼６は母材のＣ量が多過ぎるため、母材の低温靱性が悪い。鋼７は母材のＭｎ量が高過ぎるため、母材の低温靱性が悪い。鋼８は母材のＡｌ量が多過ぎるため、ＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼９は母材のＣＥＢ値が小さいため、十分な強度が得られない。鋼１０は母材のＣＥＢ値が大きいため、強度が著しく上昇し、低温靭性も悪い。
【００４５】
鋼１１は溶接金属のＣ量が多過ぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１２は溶接金属のＭｎ量が少な過ぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１３はＰ値が小さすぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１４はＰ値が高すぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１５は鋼管の再加熱温度が高すぎるため、低温靱性が悪い。鋼１６は鋼管の再加熱温度が低すぎるため強度が低い。鋼１７は曲げ加工後空冷したために強度が低い。
【００４６】
【表１】
【表２】
【表３】
【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）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。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００６％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にある母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ ：０．０４％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらにかつ、
ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＷ値が０．４９〜０．５５％の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱後、曲げ加工しながら直ちに焼入れ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。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００６％以下
を含有し、さらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％
Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち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
ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にある母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６以下％、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１以下％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０５以下％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ ：０．０４以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらに、
ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＷ値が０．４９〜０．５５の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱後、曲げ加工しながら直ちに焼入れ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。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３以下％、
Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５以下％、
Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００６％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にある母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ ：０．０４％以下
に、さらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％
のうち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、
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらに、
ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＷ値が０．４９〜０．５５の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱後、曲げ加工しながら直ちに焼入れ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。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００６％以下
に、さらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち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、
ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にある母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ ：０．０４％以下
に、さらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３、Ｃａ：０．００１〜０．００５％
のうち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、
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらに、
ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
で定義されるＣＥＷ値が０．４９〜０．５５の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱後、曲げ加工しながら直ちに焼入れ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。
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