以下、本発明を実施するための最良の形態� ��、添付図面を参照しながら詳細に説明する� ��はじめに、本実施の形態におけるベンド管� ��びその製造方法において、ベンド素管用の� ��鋼板、ベンド素管又はベンド管の母材の組� ��を限定する理由を説明する。
(C:0.03%以上0.12%以下)
 Cは、強度の上昇に有効な元素であり、X100� �レード以上の強度を有するために0.03%以上含 有する。一方、C含有量が0.12%を超えると、靭 性が著しく低下して母材の機械的特性に悪影 響を及ぼすとともに、スラブの表面傷の発生 が増加する。このため、C含有量は0.03%以上0.1 2%以下とする。同様の観点から、C含有量の上 限は0.08%であることが望ましく、下限は0.04%� �あることが望ましい。
(Si:0.05%以上0.50%以下)
 Siは、鋼の脱酸剤として、また鋼を強化す� �ために含有する。Si含有量が0.05%未満である� ��脱酸が不十分となる。一方、Si含有量が0.50% を越えると溶接熱影響部に縞状マルテンサイ トが多量に生成して靭性が著しく低下し、ベ ンド管の機械的性質が低下する。そこで、Si� ��有量は0.05%以上0.50%以下とする。同様の観点 からSi含有量の上限は0.20%であることが望ま� �い。Si含有量は、ベンド素管用の厚鋼板の板 厚とのバランスを考慮して決定することが望 ましい。
(Mn:1.4%以上2.2%以下)
 Mnは、鋼の強度及び靱性をともに高める基� �元素であり、強度を確保するために1.4%以上� ��有する。しかし、Mn含有量が2.2%を超えると� ��溶接金属の靭性が低下するとともにベンド� ��の母材及び溶接熱影響部の靭性も低下する� ��このため、Mn含有量は1.4%以上2.2%以下とする 。同様の観点からMn含有量の上限は2.0%である ことが望ましく、下限は1.45%であることが望� ��しい。
(S:0.01%以下)
 S含有量が0.01%を超えると母材の靭性が劣化� ��る。このため、S含有量は0.01%以下とする。� ��様の観点からS含有量の上限は0.004%であるこ とが望ましい。
(Mo:0.05%以上1.0%以下)
 Moは、0.05%以上含有することにより、ベンド 管の母材及び溶接熱影響部の靭性の劣化を抑 制するとともに、ベンド管の母材及び溶接部 の強度を高める。しかし、Mo含有量が1.0%を超 えると、ベンド管の現地周溶接性や溶接熱影 響部の靭性が劣化する。そこで、Mo含有量は0 .05%以上1.0%以下とする。同様の観点からMo含� �量の上限は0.40%であることが望ましく、下限 は0.10%であることが望ましい。
(Al:0.005%以上0.06%以下)
 Alは、Siと同様に、0.005%以上含有することに より鋼の脱酸材として作用する。しかし、Al� ��、0.06%含有すれば十分な脱酸効果を得られ� �これを超えて含有してもコストが上昇する� �けとなる。そこで、Al含有量は0.005%以上0.06%� ��下と限定する。同様の観点からAl含有量の� �限は0.050%であることが望ましく、下限は0.010 %であることが望ましい。
(N:0.008%以下)
 Nは、VやTi等と窒化物を形成して高温強度を 高める。しかし、N含有量が0.008%を超えると� �Nb、VやTiとともに炭窒化物を形成し、母材及 び溶接熱影響部の靭性が低下する。このため 、N含有量は0.008%以下とする。同様の観点か� �N含有量の上限は0.0050%であることが望ましい 。
(Cu:0.05%以上1.0%以下、Ni:0.05%以上2.0%以下又はCr :0.05%以上1.0%以下の1種又は2種以上)
 Cu、Ni又はCrは、いずれも、0.05%以上含有す� �ことにより、固溶強化と焼入れ性の増大効� �による組織変化とを通じて、靭性を大きく� �なうことなく強度を高めることができる。

 しかし、Cu含有量が1.0%を超えるとスラブ� ��表面傷に有害なCuチェッキングが発生する� �めにスラブを低温で加熱する必要が生じ、� �造条件が制限される。このため、Cu含有量は 0.05%以上1.0%以下とする。

 また、Niは、ベンド管の母材及び溶接熱� �響部の靭性の劣化を抑制する作用を有する� �、Ni含有量が2.0%を超えるとコストの上昇が� �著になる。このため、Ni含有量は0.05%以上2.0% 以下とする。

 さらに、Cr含有量が1.0%を超えると溶接熱影� ��部の靭性が低下する。このため、Cr含有量� �0.05%以上1.0%以下とする。
 Cu、Ni又はCrは、一種を単独で、又は二種以� ��を複合して含有する。
(Nb:0.005%以上0.1%以下、V:0.005%以上0.1%以下、又� ��Ti:0.005%以上0.03%以下の1種又は2種以上)
 Nb、V又はTiは、いずれも、0.005%以上含有す� �ことにより、析出強化や焼入れ性の増大に� �る強度の上昇、あるいは、結晶粒の微細化� �伴う靭性の改善に大きな効果がある。特にTi は、TiNを生成して溶接熱影響部の粒成長を抑 制して靭性を向上する。しかし、Tiを過剰に� ��有すると、溶接金属の靭性が低下する。そ� ��で、Nb含有量は0.005%以上0.1%以下とし、V含有 量は0.005%以上0.1%以下とし、さらにTi含有量は 0.005%以上0.03%以下と限定する。

 Nb、V又はTiは、一種を単独で、又は二種以� �を複合して含有する。
 これらの必須元素に加えて、必要に応じて� ��以下に説明する任意添加元素を1種又は2種� �上含有してもよい。そこで、任意添加元素� �ついても説明する。
(B:0.030%以下)
 Bは、鋼の焼入れ性を顕著に増大させる。し かし、B含有量が0.0030%を越えると溶接性が低� ��する。そこで、Bを含有する場合にはその含 有量は0.030%以下とする。焼入れ性の増大効果 を確実に得るためには、B含有量は0.005%以上� �することが望ましい。
(Ca:0.005%以下)
 Caは、介在物の球状化に効果があり、水素� �起割れやラメラーティアーを防止する。し� �し、Ca含有量が0.005%を超えるとこの効果は飽 和する。そこで、Caを含有する場合にはその� ��有量は0.005%以下とする。

 上記以外の組成は、Fe及び不純物である。
 以上説明した組成とともに、ベンド素管用� ��厚鋼板、ベンド素管又はベンド管の母材の� ��素当量Ceqと、ベンド素管又はベンド管の溶� ��金属のB含有量及びO含有量は、いずれも、� �えばX100グレード以上といった高強度及び高� ��性のベンド管を製造するためには重要であ� ��。そこで、これらについても説明する。
(炭素当量Ceq:0.45%以上)
 例えばX100グレード以上といった超高強度を 確保するために、炭素当量Ceqは0.45%以上とす� ��。同様の観点から炭素当量Ceqは0.48%以上で� �ることが望ましい。

 なお、炭素当量Ceqは下記式により与えら� ��る。

(溶接金属のB含有量:5ppm以下(ボロンフリー)、 O含有量:280ppm以下)
 ベンド素管の強度を低減することが、溶接� ��属の靭性の向上に影響する。さらに、冶金� ��に溶接金属の靱性の向上に影響する因子は� ��ベンド素管の溶接金属におけるB含有量及び O含有量である。B含有量及びO含有量は、いず れも、溶接時のフラックス成分に依存する。

 目標の靱性を得るために、溶接金属のO含 有量は、できるだけ低いことが望ましく、例 えば280ppm以下とすることが望ましい。溶接金 属のO含有量を低減するには、溶接の際に塩� �度が高いフラックスを用いればよい。

 X70グレードまでの直管のUOE鋼管のシーム� ��接金属のB含有量は、靱性の低下を防止する ために、一般的に10ppm以上30ppm以下である。� �れにより、粒界フェライトの析出を抑制し� �均質なアシキュラーフェライト組織を得る� �とができ、靱性の低下を防止する。

 しかし、X70グレードを超える超高強度のU OE鋼管の溶接金属は、逆にBを含有しないこと が靱性を向上するためには望ましい。この理 由は、焼き入れ性の増加によりBを含有しな� �とも粒界フェライトの析出を十分に防止で� �るとともに、Bを含有するとむしろ組織のラ� ��化が促進されて靱性が低下するからである� ��

 次に、本実施の形態のベンドの製造方法を� ��明する。
 本実施の形態では、上述した鋼組成を有す� ��鋼片に周知慣用の手段により熱間圧延を行� ��。そして、熱間圧延した後に、700℃以下500� ��以上の温度域で5℃/sec未満の板厚方向中心� �の冷却速度で冷却することにより、ベンド� �管用の厚鋼板を製造する。

 従来の製造方法によって例えばX100グレー ド以上の超高強度のベンド管を製造するには 、合金元素を多く含有する被圧延材を用い、 熱間圧延を終了した後に水冷し、例えば20℃/ sec以上の高い冷却速度で焼き入れることによ って、ベンド素管の素材である厚鋼板を超高 強度化する。そして、この厚鋼板を素材とし て溶接鋼管であるベンド素管を製管する。こ の製管の際の拡管工程における溶接金属の破 断を防止するために、溶接金属の強度を、超 高強度化された母材の強度よりもさらに高く する。このため、従来の製造方法によって例 えばX100グレード以上の超高強度のベンド管� �製造しようとすると、ベンド管の溶接金属� �強度が過剰に上昇し、これに伴って、ベン� �管の溶接金属の靭性が不可避的に低下する� �

 これに対し、本実施の形態では、ベンド� ��管用の厚鋼板の合金元素の含有量を特に高� ��ずに、熱間圧延後に700℃以下500℃以上の温� ��域で5℃/sec未満の板厚方向中心部の冷却速� �で冷却することによりベンド素管用の厚鋼� �を製造する。これにより、ベンド素管用の� �鋼板の強度を、熱間圧延後に水冷する場合� �りも約30MPa以上100MPa以下程度低下することが できる。これに応じて、ベンド素管の溶接金 属の強度も、熱間圧延後に水冷する場合より も30MPa以上100MPa以下程度低下することができ� ��。したがって、ベンド管の溶接金属の靱性� ��充分に確保することができる。

 本実施の形態では、このようにして製造� ��れた厚鋼板を素材として、例えばUOE製管法� ��の周知、慣用の手段により、溶接鋼管であ� ��ベンド素管を製造する。ベンド素管の製管� ��は特定の方法に限定する必要はない。また� ��このような製管法は当業者にとっては周知� ��あるので、その説明は省略する。

 本実施の形態では、このようにしてベン� ��素管を製造した段階では、ベンド素管の強� ��は、最終的な目標である例えばX100グレード 以上の強度よりも30~100MPa程度低い。しかし、 後述するように、曲げ加工後に行う焼入れ焼 戻しの条件を最適化することによってベンド 管の強度をベンド素管の強度よりも約30~100MPa 程度高めるので、例えばX100グレード以上の� �高強度のベンド管を製造できる。

 本実施の形態では、このようにして製造� ��れたベンド素管を、900℃以上1100℃以下の温 度域に加熱して曲げ加工した後、700℃以下500 ℃以上の温度域で5℃/sec以上の肉厚方向中心� ��の冷却速度で300℃以下の温度域まで冷却し� ��その後300℃以上500℃以下の温度範囲で焼き� ��す、すなわち300℃以上500℃以下の温度範囲� ��時効処理する。

 曲げ加工は、周知、慣用であるように、ベ� ��ド素管の溶接金属が曲げ加工部の内側に位� ��するようにして、行う。
 本実施の形態は、特にX100グレード以上とい った超高強度になるにつれて困難となるベン ド管での溶接金属の靭性の低下を解決するた めに、ベンド素管用の厚鋼板の熱間圧延後の 冷却条件を、従来の冷却条件とは異ならせて ベンド素管を製造するとともに、曲げ加工後 の焼入れ焼戻しの条件も、従来の焼入れ焼戻 し条件とは異ならせてベンド管を製造する。

 ここで、曲げ加工後の熱処理として、900� ��以上1100℃以下での加熱と、700℃以下500℃以 上の温度域で5℃/sec以上の板厚方向中心部の� ��却速度で300℃以下、例えば室温までの冷却� ��を行った上で、300℃以上500℃以下の低温で� ��焼戻しを行う。

 300℃以上500℃以下という低い温度範囲で� ��、転位はそれほど自由に動くことができな� ��。したがって、転位はセメンタイトのみに� ��り十分にピンニングされる。このため、本� ��施の形態によれば、転位のピンニング作用� ��奏する析出物を必要としないので、引張強� ��を殆ど低下することなく、降伏強度のみ上� ��することができる。

 本実施の形態によれば、適正な成分系を� ��いてベンド素管の強度を低下するとともに� ��曲げ加工後に適切な熱処理を行うことによ� ��ベンド管の超高強度化を図る。このため、� ��実施の形態によれば、合金元素を多量に含� ��することによるコストの上昇を伴うことな� ��、母材が高い強度と優れた靭性とを有する� ��ともに、溶接金属も優れた靭性を有する、� ��えばX100グレード以上の超高強度のベンド管 を製造することができる。

 本実施の形態は、曲げ加工後の強度及び� ��性の確保に重点を置いた焼き入れまま、つ� ��り焼戻しを省略する従来の発明や、曲げ加� ��後の高強度及び高靭性を確保するための高� ��での焼戻しを行う従来の発明等とは異なる� ��本実施の形態は、熱間圧延後に700℃以下500� ��以上の温度域で5℃/sec未満の板厚方向中心� �の冷却速度で冷却されて製造された厚鋼板� �素材として用いて、ベンド素管を製管する� �このため、厚鋼板の強度を低下することが� �き、これに伴って、ベンド管の溶接金属の� �度も低下することができる。

 したがって、本実施の形態により、熱間� ��延後に水冷されて製造される厚鋼板を素材� ��するベンド管の母材の強度が不可避的に高� ��ることに起因して低下する溶接金属の靭性� ��、大幅に向上することができる。このため� ��例えばX100グレード以上といった超高強度の ベンド管における技術課題である溶接金属の 靭性の低下を、事実上解消することができる 。

 図1における線aは、熱間圧延後に20℃/sec� �冷却速度で水冷して製造されるベンド素管� �の厚鋼板の炭素当量と引張強度との関係を� �性的に示すグラフ(比較例)であり、線bは、5� ��/sec未満の冷却速度で空冷して製造されるベ ンド素管用の厚鋼板の炭素当量と引張強度と の関係を定性的に示すグラフ(本発明例)であ� ��、線dは、このどちらかの厚鋼板を用いて製 造されるベンド素管の溶接金属の炭素当量と 引張強度との関係を定性的に示すグラフであ り、さらに、線cは、このベンド素管を用い� �製造されたベンド管の母材及び溶接金属そ� �ぞれに関する炭素当量Ceq(%)と周方向の引張� �度TS(MPa)との関係を、定性的に示すグラフで� ��る。

 同図にグラフで示すように、X100グレード を満足する超高強度のベンド管を製造する場 合を例にとって説明する。はじめに、厚鋼板 の母材の組成として炭素当量がAである成分� �選択すると、ベンド素管の母材の強度は、� �材である厚鋼板の製造時に水冷(例えば冷却� ��度20℃/sec)を用いるときには白三角印となり 、空冷(例えば冷却速度5℃/sec)を用いるとき� �は黒三角印となる。また、溶接金属の強度� �、ベンド素管の製管工程での破断を防止す� �ために、母材の強度よりも高くする必要が� �る。ラインd上で白三角印により示す母材の� ��度に見合う溶接金属の強度は白丸印であり� ��その組成は炭素当量がBである成分となる。

 これに対し、黒三角印に見合うベンド素管� ��溶接金属は、ラインdで示すベンド管での強 度をも考慮すると黒丸印により示され、その 組成は炭素当量がCである成分となる。
 図1に示すグラフから、ベンド素管の素材で ある厚鋼板の熱間圧延後の冷却条件の違いに よりこの厚鋼板の強度は大きく変化するため 、これに見合う溶接金属の強度及び成分も大 きく相違することがわかる。一般的に強度及 び靭性は反比例するので、炭素当量がBであ� �成分を有するベンド管の溶接金属の靱性は� �炭素当量がCである成分を有するベンド管の� ��接金属の靱性よりも、かなり低下している� ��とがわかる。

 このように、本発明により、ベンド素管� ��溶接金属の合金元素の含有量を、炭素当量� ��Bである成分から炭素当量がCである成分へ� �大幅に低減することができるので、ベンド� �の溶接金属の靱性を大幅に向上することが� �きる。

 このようにして、本実施の形態によれば� ��母材が高い強度と優れた靭性とを有すると� ��もに溶接金属も優れた靭性を有する、例え� ��X100グレード以上の超高強度のベンド管を製 造することができる。具体的には、本実施の 形態により製造されるX100グレード以上のベ� �ド管は、母材の降伏強度YS:690MPa以上、引張� �度:760MPa以上、降伏比:97.0%以下、-10℃でのシ� ��ルピー吸収エネルギー:80J以上であり、溶接 金属の-10℃でのシャルピー吸収エネルギー:40 J以上、延性破面率:50%以上であり、さらに、� ��接熱影響部の-10℃でのシャルピー吸収エネ� ��ギー:40J以上、延性破面率:50%以上の性能を� �する。

 次に、本実施の形態の効果を確認するた� ��、以下に説明する直線加熱試験を行った。� ��ンド管を実際に製造して試験を行うのでは� ��験に要するコストの上昇が大きい。この直� ��加熱試験は、実際のベンド管の製造工程か� ��曲げ加工工程のみを除外して製造される直� ��の機械的特性を評価する試験であって、ベ� ��ド管の製造工程における熱処理条件の有効� ��を比較的安価かつ容易に判定することがで� ��る。

 直線加熱試験は、具体的には、熱間圧延� ��に25℃/secの冷却速度で水冷して得られた厚� ��板を素材とするベンド素管を用い、曲げ加� ��せずに焼入れした後、焼戻しなし、350、400� ��は450℃の焼戻し温度で焼き戻すことによっ� ��、行った。

 直線加熱試験に用いたベンド素管は、外� ��914mm、肉厚16mmのUOE鋼管である。表1には、こ のベンド素管の母材及び溶接金属の組成を示 す。表2には、このベンド素管の母材、溶接� �属及び溶接熱影響部の各種の機械的特性を� �す。

 この直線加熱試験では、熱間圧延後に25� �/secの冷却速度で水冷することによりベンド� ��管の素材である厚鋼板を製造し、さらに、� ��の厚鋼板の強度に応じて、溶接金属の組成� ��、合金元素の含有量が多い組成とした(表1� �照)。このため、ベンド素管の溶接金属の強� ��は非常に高くなっている。

 このベンド素管を1030℃に加熱し、肉厚方 向中心部における測定値16℃/秒の冷却速度で 300℃以下の温度まで水冷し、その後常温まで 放冷した。その後、表3に示す焼戻し条件で� �処理した。焼き戻し処理における保持時間� �、1時間/1インチ(25.4mm)を基準とした。このた め、本試験での保持時間は、ベンド素管の肉 厚が16mmであるので、約38分間とした。

 表3には、得られた直管の母材の引張試験 の結果(YS、TS、YR)と、母材のシャルピー衝撃� ��験における吸収エネルギーと、溶接金属の� ��ャルピー衝撃試験における吸収エネルギー� ��びSA(延性破面率)と、溶接熱影響部のシャル ピー衝撃試験における吸収エネルギー及びSA( 延性破面率)とを示す。引張試験は、APIに規� �される板状の引張り試験片を用いて行い、� �らに、シャルピー試験は、10mm×10mmの2mmVノッ チシャルピー試験片を用いて-10℃の試験温度 で行った。

 図2は、焼戻し条件(焼戻しなし(AsQ)、350℃ での焼戻し、400℃での焼戻し又は、450℃での 焼戻し)とシャルピー衝撃試験における吸収� �ネルギーvE-10deg.℃(J)との関係を示すグラフ� �ある。図2のグラフにおいて、黒丸印は母材� ��示し、黒三角印は溶接金属を示し、さらに� ��白丸印は溶接熱影響部を示す。

 図3は、焼戻し条件(ベンド素管、焼戻し� �し(AsQ)、350℃での焼戻し、400℃での焼戻し又 は、450℃での焼戻し)と母材の強度(0.5%YS、TS)� ��の関係を示すグラフである。

 さらに、図4は、焼戻し条件(ベンド素管� �焼戻しなし(AsQ)、350℃での焼戻し、400℃での 焼戻し又は、450℃での焼戻し)と、溶接金属� �内面及び外面の強度(YS、TS)との関係を示す� �ラフである。

 図2~4に示すグラフから、直管の母材の引� ��強度及び靭性はいずれも良好であることが� ��かる。しかし、溶接金属の靭性は、吸収エ� ��ルギーvE-10deg.℃が50J程度と極めて不芳であ� ��。このように溶接金属の靱性が不芳である� ��は、母材の強度が900MPa程度であるのに対し� ��溶接金属の強度が1050MPa程度と高いためであ る。

 つまり、溶接金属の合金元素の含有量を� ��減することによってベンド管の溶接金属の� ��度を低下することが、例えばX100グレード以 上といった超高強度のベンド管の溶接金属の 靭性を確保するためには、有効である。しか し、溶接金属の合金元素の含有量を単に低減 するのでは、溶接金属の組成がいわゆるアン ダーマッチとなって溶接金属の強度が母材の 強度よりも低下し、ベンド素管の製管時にお ける拡管工程で溶接金属が破断する。これに 対し、本実施の形態では、ベンド素管の母材 である厚鋼板の強度を低下するため、ベンド 素管の溶接金属がオーバーマッチの組成であ ることを維持しながら、溶接金属の合金元素 の含有量を低減することができる。

 さらに、図5は、炭素当量Ceqが0.40%である� ��成(C:0.06%、Si:0.2%、Mn:1.6%、Cu:0.15%、Ni:1.0%、Cr: 0.45%、Mo:0.25%、Ti:0.012%、O:0.018%、CE(IIW):0.56%、� �部Fe及び不純物)溶接金属の熱処理後の靱性(- 10℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギ� ��)に及ぼす焼入れ温度と溶接金属のB含有量(2 4ppm、3ppm)との影響を示すグラフである。

 上述したように、ベンド管の溶接金属の� ��性を向上するには、溶接金属の強度を低下� ��ることが最も有効である。さらに、図5にグ ラフで示すように、溶接金属のB含有量を5ppm� ��下に低減することによっても、溶接金属の� ��性を向上できる。このため、溶接金属のB含 有量を5ppm以下に低減することも望ましい。

 一般に、X70グレード以下のベンド管では� ��ロン添加型フラックスを用いる。しかし、� ��えばX100グレード以上の超高強度のベンド管 ではBをできるだけ含有しないフラックスを� �いることが、溶接金属の靱性を高めるため� �は望ましい。焼き入れ性の増加によりBを含� ��しなくとも粒界のフェライトの析出を充分� ��防止できるとともに、Bを含有することによ り組織のラス化がむしろ促進され、靱性が低 下するからである。