JPH07246481A - 高強度クラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度クラッド鋼板の製造方法Info
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- JPH07246481A JPH07246481A JP4015394A JP4015394A JPH07246481A JP H07246481 A JPH07246481 A JP H07246481A JP 4015394 A JP4015394 A JP 4015394A JP 4015394 A JP4015394 A JP 4015394A JP H07246481 A JPH07246481 A JP H07246481A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＴＭＣＰによる高能率で低合金母材の低温靭
性、耐サワー性が優れた高強度クラッド鋼板の製造方
法。 【構成】 極低Ｓ−Ｃａ処理した低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−高
Ｎｂ−微量Ｔｉ鋼母材とステンレス鋼またはニッケル基
合金の合わせ材とシール溶接してサンドイッチスラブを
組み立て、これを特定のＴＭＣＰ条件で圧延してクラッ
ド鋼板を製造する。 【効果】 ＴＭＣＰにより高品質のクラッド鋼板が製造
できるようになった。その結果、省エネルギー・省工程
が可能になるとともに、諸特性の向上によりパイプライ
ンの安全性が著しく向上した。
性、耐サワー性が優れた高強度クラッド鋼板の製造方
法。 【構成】 極低Ｓ−Ｃａ処理した低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−高
Ｎｂ−微量Ｔｉ鋼母材とステンレス鋼またはニッケル基
合金の合わせ材とシール溶接してサンドイッチスラブを
組み立て、これを特定のＴＭＣＰ条件で圧延してクラッ
ド鋼板を製造する。 【効果】 ＴＭＣＰにより高品質のクラッド鋼板が製造
できるようになった。その結果、省エネルギー・省工程
が可能になるとともに、諸特性の向上によりパイプライ
ンの安全性が著しく向上した。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はステンレス鋼またはニッ
ケル基合金など耐食性の優れた高合金の合わせ材と低合
金鋼の母材とからなるクラッド鋼板（ＵＯＥ鋼管、ベン
ディングロール鋼管などに使用する）の高品質・高能率
な製造方法に関するものである。
ケル基合金など耐食性の優れた高合金の合わせ材と低合
金鋼の母材とからなるクラッド鋼板（ＵＯＥ鋼管、ベン
ディングロール鋼管などに使用する）の高品質・高能率
な製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】安全性、経済性の観点から腐食性物質
（Ｈ2 Ｓ，ＣＯ2 ，Ｃｌ- ）を多く含有する原油・天然
ガス輸送ラインパイプにステンレス鋼、ニッケル基合金
を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の需要がますます
増加する傾向にある。従来、このような鋼管は圧延で製
造したクラッド鋼板を成形、シーム溶接後、鋼管全体を
再加熱・水冷（溶体化処理）することにより製造されて
いたが、この方法は極めて生産性が低かった。そこで最
近、鋼管での溶体化処理を省略し圧延のままで良好な諸
特性を達成できる技術（たとえば特開昭６０−２１６９
８４、６２−１６８９２、６３−１３０２８３、特開平
４−１９７５８８、特開平４−３１９０８１）が発明さ
れ、クラッド鋼板の製造技術は飛躍的に進歩した。しか
し、これらの技術で達成できる母材の低温靭性や耐サワ
ー性（水素誘起割れ：ＨＩＣおよび硫化物応力腐食割
れ：ＳＳＣに対する抵抗）は必ずしも満足できるもので
はなかった。
（Ｈ2 Ｓ，ＣＯ2 ，Ｃｌ- ）を多く含有する原油・天然
ガス輸送ラインパイプにステンレス鋼、ニッケル基合金
を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の需要がますます
増加する傾向にある。従来、このような鋼管は圧延で製
造したクラッド鋼板を成形、シーム溶接後、鋼管全体を
再加熱・水冷（溶体化処理）することにより製造されて
いたが、この方法は極めて生産性が低かった。そこで最
近、鋼管での溶体化処理を省略し圧延のままで良好な諸
特性を達成できる技術（たとえば特開昭６０−２１６９
８４、６２−１６８９２、６３−１３０２８３、特開平
４−１９７５８８、特開平４−３１９０８１）が発明さ
れ、クラッド鋼板の製造技術は飛躍的に進歩した。しか
し、これらの技術で達成できる母材の低温靭性や耐サワ
ー性（水素誘起割れ：ＨＩＣおよび硫化物応力腐食割
れ：ＳＳＣに対する抵抗）は必ずしも満足できるもので
はなかった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は鋼管の溶体化
処理なしで優れた合わせ材（溶接金属を含む）の耐食性
と母材の強度、低温靭性、耐サワー性を同時に達成でき
るクラッド鋼板の製造技術を提供するもので、高品質
（優れた諸特性と健全性）に加えて高生産性であるとい
う特徴を有する。
処理なしで優れた合わせ材（溶接金属を含む）の耐食性
と母材の強度、低温靭性、耐サワー性を同時に達成でき
るクラッド鋼板の製造技術を提供するもので、高品質
（優れた諸特性と健全性）に加えて高生産性であるとい
う特徴を有する。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、ステン
レス鋼またはニッケル基合金の合わせ材と、重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０６ Ｓｉ：０．６以下 Ｍｎ：０．８〜１．５ Ｐ ：０．０１５以下 Ｓ ：０．００１０以下 Ｎｉ：０．２〜０．５ Ｃｕ：０．１〜０．５ Ｎｂ：０．０８〜０．１２ Ｔｉ：０．００５〜０．０３ Ａｌ：０．０６以下 Ｃａ：０．００１〜０．００５ Ｎ ：０．００１〜０．００６ にさらにＶ：０〜０．１０（無添加の場合を含む）を含
有し、かつＸ＝Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ（％）、１．５≦Ｘ≦
２．３を満足する残部が鉄および不可避的不純物からな
る低合金鋼母材とを重ね合わせて四周をシール溶接して
スラブを組み立て、これを１１００〜１２５０℃の温度
に再加熱後、全圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１
０００℃で圧延を行い、６０〜２００秒間空冷した後、
８００℃以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で６
００℃以下の温度まで冷却することである。
レス鋼またはニッケル基合金の合わせ材と、重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０６ Ｓｉ：０．６以下 Ｍｎ：０．８〜１．５ Ｐ ：０．０１５以下 Ｓ ：０．００１０以下 Ｎｉ：０．２〜０．５ Ｃｕ：０．１〜０．５ Ｎｂ：０．０８〜０．１２ Ｔｉ：０．００５〜０．０３ Ａｌ：０．０６以下 Ｃａ：０．００１〜０．００５ Ｎ ：０．００１〜０．００６ にさらにＶ：０〜０．１０（無添加の場合を含む）を含
有し、かつＸ＝Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ（％）、１．５≦Ｘ≦
２．３を満足する残部が鉄および不可避的不純物からな
る低合金鋼母材とを重ね合わせて四周をシール溶接して
スラブを組み立て、これを１１００〜１２５０℃の温度
に再加熱後、全圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１
０００℃で圧延を行い、６０〜２００秒間空冷した後、
８００℃以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で６
００℃以下の温度まで冷却することである。
【０００５】本発明のステンレス鋼とは、オーステナイ
ト系およびオーステナイト・フェライト２相系を意味
し、ニッケル基合金とはインコロイ８２５、インコネル
６２５などの耐食材料である。また母材は圧延方向と直
角方向において、強度がＸ５２以上（ＡＰＩ規格）、低
温靭性がシャルピー試験における−３０℃の吸収エネル
ギー≧２５０Ｊ、破面遷移温度≦−７０となるような高
強度、高靭性の低合金鋼である。
ト系およびオーステナイト・フェライト２相系を意味
し、ニッケル基合金とはインコロイ８２５、インコネル
６２５などの耐食材料である。また母材は圧延方向と直
角方向において、強度がＸ５２以上（ＡＰＩ規格）、低
温靭性がシャルピー試験における−３０℃の吸収エネル
ギー≧２５０Ｊ、破面遷移温度≦−７０となるような高
強度、高靭性の低合金鋼である。
【０００６】以下、本発明のクラッド鋼板の製造法につ
いて詳細に説明する。その特徴は（１）組み立てスラブ
を高温で圧延を終了、適当な時間空冷した後、水冷する
こと、および（２）母材成分系を極低Ｓ−Ｃａ処理した
低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系として、合わせ
材の優れた耐食性と母材の優れた強度、低温靭性、耐サ
ワー性を同時に達成していることである。本発明者らの
研究の結果、合わせ材において優れた耐食性（耐孔食
性）を得るためには、再加熱時に合金元素を十分に溶体
化、これを高温で圧延、適当な時間空冷してオーステナ
イト組織を再結晶させ、かつ急冷してσ相、α′相（Ｃ
ｒ炭化物）などの析出を抑制しなければならないことが
明らかになった。しかしながら合わせ材のオーステナイ
ト組織が再結晶するような高温で圧延を行うと、母材の
結晶粒の微細化が不十分となってラインパイプとして必
要な低温靭性、耐サワー性を得ることができない。この
ため高温で圧延を終了しても強度・靭性バランス、耐サ
ワー性の良好な成分系について検討を行った。その結
果、母材成分として極低Ｓ−Ｃａ処理した低Ｃ−Ｎｉ−
Ｃｕ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系が有効であることを見出し、
これを適用した新しいクラッド鋼板の製造法を発明し
た。
いて詳細に説明する。その特徴は（１）組み立てスラブ
を高温で圧延を終了、適当な時間空冷した後、水冷する
こと、および（２）母材成分系を極低Ｓ−Ｃａ処理した
低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系として、合わせ
材の優れた耐食性と母材の優れた強度、低温靭性、耐サ
ワー性を同時に達成していることである。本発明者らの
研究の結果、合わせ材において優れた耐食性（耐孔食
性）を得るためには、再加熱時に合金元素を十分に溶体
化、これを高温で圧延、適当な時間空冷してオーステナ
イト組織を再結晶させ、かつ急冷してσ相、α′相（Ｃ
ｒ炭化物）などの析出を抑制しなければならないことが
明らかになった。しかしながら合わせ材のオーステナイ
ト組織が再結晶するような高温で圧延を行うと、母材の
結晶粒の微細化が不十分となってラインパイプとして必
要な低温靭性、耐サワー性を得ることができない。この
ため高温で圧延を終了しても強度・靭性バランス、耐サ
ワー性の良好な成分系について検討を行った。その結
果、母材成分として極低Ｓ−Ｃａ処理した低Ｃ−Ｎｉ−
Ｃｕ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系が有効であることを見出し、
これを適用した新しいクラッド鋼板の製造法を発明し
た。
【０００７】本発明では以下の方法でスラブを組み立て
る。まず低合金鋼母材の表面に合わせ材を重ね合わせ、
四周をシール溶接してスラブを組み立てる。この際、母
材および合わせ材の接着面はあらかじめ機械加工（また
は研磨）して平滑にし、洗浄・脱脂および真空ポンプに
よる脱気を実施する。さらに、このようにして組み立て
た二つのスラブの合わせ材面を分離剤を介して密着さ
せ、四周を溶接していわゆるサンドイッチスラブを組み
立てる。この方法では、圧延した鋼板の四周を切断、分
離すると、一回の圧延で２枚のクラッド鋼板を製造する
ことが可能である。
る。まず低合金鋼母材の表面に合わせ材を重ね合わせ、
四周をシール溶接してスラブを組み立てる。この際、母
材および合わせ材の接着面はあらかじめ機械加工（また
は研磨）して平滑にし、洗浄・脱脂および真空ポンプに
よる脱気を実施する。さらに、このようにして組み立て
た二つのスラブの合わせ材面を分離剤を介して密着さ
せ、四周を溶接していわゆるサンドイッチスラブを組み
立てる。この方法では、圧延した鋼板の四周を切断、分
離すると、一回の圧延で２枚のクラッド鋼板を製造する
ことが可能である。
【０００８】次に本発明の再加熱・圧延・冷却条件につ
いて説明する。本発明ではサンドイッチスラブを１１０
０〜１２５０℃の範囲に再加熱する。これは合わせ材の
耐食性と母材の諸特性を確保するために必要である。合
わせ材において優れた耐食性を得るためには、合金元素
を十分に溶体化し、かつ圧延終了温度を８５０℃以上と
して圧延後、オーステナイト組織を再結晶させなければ
ならない。このためには最低１１００℃以上で再加熱す
る必要がある。しかし再加熱温度が１２５０℃超になる
と、母材のオーステナイト粒が粗大化し、圧延後の結晶
粒も大きくなって低温靭性や耐サワー性が劣化する。し
たがって再加熱温度の上限は１２５０℃である。
いて説明する。本発明ではサンドイッチスラブを１１０
０〜１２５０℃の範囲に再加熱する。これは合わせ材の
耐食性と母材の諸特性を確保するために必要である。合
わせ材において優れた耐食性を得るためには、合金元素
を十分に溶体化し、かつ圧延終了温度を８５０℃以上と
して圧延後、オーステナイト組織を再結晶させなければ
ならない。このためには最低１１００℃以上で再加熱す
る必要がある。しかし再加熱温度が１２５０℃超になる
と、母材のオーステナイト粒が粗大化し、圧延後の結晶
粒も大きくなって低温靭性や耐サワー性が劣化する。し
たがって再加熱温度の上限は１２５０℃である。
【０００９】再加熱したスラブは全圧下比５以上で圧延
し、圧延終了温度を８５０〜１０００℃としなければな
らない。圧下比を５以上とした理由は、（１）合わせ材
と母材を冶金学的に完全に結合させると同時に、（２）
母材の結晶粒を微細化するためである。ラインパイプの
使用性能として、合わせ材と母材は冶金学的に結合して
いることが好ましく、このためには圧下比は大きいほど
望ましい。最小圧下比は合わせ材の種類、再加熱温度や
圧延温度にも依存するが、本発明のように圧延温度が高
い場合、５以上である。本発明では圧延を８５０〜１０
００℃で終了させる。圧延終了温度が８５０℃以下であ
ると、合わせ材の組織が十分に再結晶せず耐食性（たと
えば耐孔食性、試験条件１０％ＦａＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶
液で４８時間浸漬、ＡＳＴＭ Ｇ４８規格）が著しく劣
化する。合わせ材の耐食性の観点からは圧延終了温度が
高いほど望ましい。しかし圧延終了温度が高過ぎると母
材の結晶粒が微細化せず、低温靭性、耐サワー性の劣化
を招く。このため圧延終了温度を１０００℃以下に限定
した。
し、圧延終了温度を８５０〜１０００℃としなければな
らない。圧下比を５以上とした理由は、（１）合わせ材
と母材を冶金学的に完全に結合させると同時に、（２）
母材の結晶粒を微細化するためである。ラインパイプの
使用性能として、合わせ材と母材は冶金学的に結合して
いることが好ましく、このためには圧下比は大きいほど
望ましい。最小圧下比は合わせ材の種類、再加熱温度や
圧延温度にも依存するが、本発明のように圧延温度が高
い場合、５以上である。本発明では圧延を８５０〜１０
００℃で終了させる。圧延終了温度が８５０℃以下であ
ると、合わせ材の組織が十分に再結晶せず耐食性（たと
えば耐孔食性、試験条件１０％ＦａＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶
液で４８時間浸漬、ＡＳＴＭ Ｇ４８規格）が著しく劣
化する。合わせ材の耐食性の観点からは圧延終了温度が
高いほど望ましい。しかし圧延終了温度が高過ぎると母
材の結晶粒が微細化せず、低温靭性、耐サワー性の劣化
を招く。このため圧延終了温度を１０００℃以下に限定
した。
【００１０】さらに本発明では、圧延終了後６０〜２０
０秒空冷し、８００℃以上の温度から５〜４０℃／秒の
冷却速度で６００℃以下の任意の温度まで冷却、その後
空冷（放冷）する。圧延後に空冷時間を設ける理由は、
合わせ材のオーステナイト組織の再結晶を促進させ、耐
食性を改善するためである。圧延直後に急冷すると圧延
終了温度が相当高温でない限り良好な耐食性は得られな
い。圧延終了温度８５０℃以上の場合、最低６０秒の空
冷時間が必要である（望ましくは１００秒以上）。しか
し空冷時間の延長は圧延鋼板の温度低下を招き、σ相、
α′相（Ｃｒ炭化物）の析出を生じさせるばかりか、加
速冷却による母材の強靭化にも支障をきたす。このため
鋼板の厚みにも依存するが、空冷時間は２００秒以下と
し、かつ８００℃以上から水冷しなければならない。こ
のときσ相、α′相の析出を抑制し、加速冷却によ
る母材の強靭化をはかるためには、冷却条件として冷却
速度５〜４０℃／秒で６００℃以下まで冷却する必要が
ある。
０秒空冷し、８００℃以上の温度から５〜４０℃／秒の
冷却速度で６００℃以下の任意の温度まで冷却、その後
空冷（放冷）する。圧延後に空冷時間を設ける理由は、
合わせ材のオーステナイト組織の再結晶を促進させ、耐
食性を改善するためである。圧延直後に急冷すると圧延
終了温度が相当高温でない限り良好な耐食性は得られな
い。圧延終了温度８５０℃以上の場合、最低６０秒の空
冷時間が必要である（望ましくは１００秒以上）。しか
し空冷時間の延長は圧延鋼板の温度低下を招き、σ相、
α′相（Ｃｒ炭化物）の析出を生じさせるばかりか、加
速冷却による母材の強靭化にも支障をきたす。このため
鋼板の厚みにも依存するが、空冷時間は２００秒以下と
し、かつ８００℃以上から水冷しなければならない。こ
のときσ相、α′相の析出を抑制し、加速冷却によ
る母材の強靭化をはかるためには、冷却条件として冷却
速度５〜４０℃／秒で６００℃以下まで冷却する必要が
ある。
【００１１】なお圧延後のクラッド鋼板を低温靭性の改
善、脱水素処理などの目的でＡｃ1点以下の温度に再加
熱（焼戻処理）することは、何ら本発明の特徴を損なう
ものではない。
善、脱水素処理などの目的でＡｃ1点以下の温度に再加
熱（焼戻処理）することは、何ら本発明の特徴を損なう
ものではない。
【００１２】以下、本発明の母材成分の限定理由につい
て説明する。母材の強度・延靭性、耐サワー性および合
わせ材の耐食性を確保するため、Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，ＮｂおよびＴｉ量をそれぞれ０．０２〜０．０６
％、０．８〜１．５％、０．２〜０．５％、０．１〜
０．５％、０．０８〜０．１２％、０．００５〜０．０
３％に限定する。
て説明する。母材の強度・延靭性、耐サワー性および合
わせ材の耐食性を確保するため、Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，ＮｂおよびＴｉ量をそれぞれ０．０２〜０．０６
％、０．８〜１．５％、０．２〜０．５％、０．１〜
０．５％、０．０８〜０．１２％、０．００５〜０．０
３％に限定する。
【００１３】Ｃ，Ｍｎ量の下限の値は目的とする母材・
溶接部強度、低温靭性やＮｂ添加による析出硬化、結晶
粒の微細化効果を十分発揮させるための最小量である。
また上限の値は、鋳造スラブの中心偏析を改善し、耐サ
ワー性に有害な硬化組織の低減、微細分散化と母材の優
れた低温靭性、現地溶接性を得るための限界値である。
母材のＣ量が高過ぎるとスラブ再加熱時にＣが極低Ｃの
合わせ材へ拡散し、耐食性を劣化させるので、合わせ材
の耐食性の観点からもＣ量の上限の値を０．０６％以下
に制限する必要がある。
溶接部強度、低温靭性やＮｂ添加による析出硬化、結晶
粒の微細化効果を十分発揮させるための最小量である。
また上限の値は、鋳造スラブの中心偏析を改善し、耐サ
ワー性に有害な硬化組織の低減、微細分散化と母材の優
れた低温靭性、現地溶接性を得るための限界値である。
母材のＣ量が高過ぎるとスラブ再加熱時にＣが極低Ｃの
合わせ材へ拡散し、耐食性を劣化させるので、合わせ材
の耐食性の観点からもＣ量の上限の値を０．０６％以下
に制限する必要がある。
【００１４】Ｎｉ，Ｃｕを添加し、かつＸ＝Ｍｎ＋Ｎｉ
＋Ｃｕを１．５≦Ｘ≦２．３とする目的は低Ｃ、低Ｍｎ
の本発明鋼の強度を低温靭性や耐サワー性を劣化させる
ことなく向上させるためである。Ｎｉ，Ｃｕ添加はＭｎ
やＣｒ，Ｍｏ，Ｂ添加に比較して高温圧延の本発明鋼に
おいても圧延組織（とくにスラブの中心偏析帯）に低温
靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成することな
く、強度を増加させることが判明した。しかし、このよ
うな効果を得るためには、個々のＮｉ，Ｃｕ添加量およ
びＭｎとの関係においてＸ＝Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ（％）値
を限定しなければならない。Ｎｉ，Ｃｕ量がそれぞれ
０．２，０．１％以下あるいはＸ値が１．５％未満では
実質的な強度向上効果が少なく、またＮｉ，Ｃｕ量が
０．５％以上あるいはＸ値が２．３％超では強度の増加
は大きいが、硬化組織が生成して低温靭性や耐サワー性
の劣化を招くので、Ｎｉ，Ｃｕ量およびＸ値をそれぞれ
０．２〜０．５％、０．１〜０．５％、１．５≦Ｘ≦
２．３（％）に限定した。
＋Ｃｕを１．５≦Ｘ≦２．３とする目的は低Ｃ、低Ｍｎ
の本発明鋼の強度を低温靭性や耐サワー性を劣化させる
ことなく向上させるためである。Ｎｉ，Ｃｕ添加はＭｎ
やＣｒ，Ｍｏ，Ｂ添加に比較して高温圧延の本発明鋼に
おいても圧延組織（とくにスラブの中心偏析帯）に低温
靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成することな
く、強度を増加させることが判明した。しかし、このよ
うな効果を得るためには、個々のＮｉ，Ｃｕ添加量およ
びＭｎとの関係においてＸ＝Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ（％）値
を限定しなければならない。Ｎｉ，Ｃｕ量がそれぞれ
０．２，０．１％以下あるいはＸ値が１．５％未満では
実質的な強度向上効果が少なく、またＮｉ，Ｃｕ量が
０．５％以上あるいはＸ値が２．３％超では強度の増加
は大きいが、硬化組織が生成して低温靭性や耐サワー性
の劣化を招くので、Ｎｉ，Ｃｕ量およびＸ値をそれぞれ
０．２〜０．５％、０．１〜０．５％、１．５≦Ｘ≦
２．３（％）に限定した。
【００１５】また本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．０８〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％を含有させる。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、鋼の強靭化作用を有する。合
わせ材の耐食性改善のため８５０℃以上の高温で圧延を
終了しなければならない本発明鋼においては、Ｎｂは最
低０．０８％以上添加する必要がある。これによって本
発明のように高温圧延を基本とする特殊な製造条件にお
いても結晶粒の微細化や析出硬化が進行し、従来のクラ
ッド鋼板よりも優れた強度・靭性バランスが達成でき
る。しかしＮｂを０．１２％以上添加すると、現地溶接
性や溶接部の靭性が劣化するので、その上限の値を０．
１２％とした。またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
スラブ再加熱時および溶接時のオー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溶接熱影
響部（ＨＡＺ）の低温靭性改善に効果がある。スラブ再
加熱時のオーステナイト粒の粗大化抑制は高温で圧延を
終了する本発明鋼においてはとくに重要である。このよ
うなＴｉＮの効果を十分に発揮させるには、最低０．０
０５％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、
低温靭性が劣化するので、その上限の値は０．０３％に
制限しなければならない。
ｂ：０．０８〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％を含有させる。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、鋼の強靭化作用を有する。合
わせ材の耐食性改善のため８５０℃以上の高温で圧延を
終了しなければならない本発明鋼においては、Ｎｂは最
低０．０８％以上添加する必要がある。これによって本
発明のように高温圧延を基本とする特殊な製造条件にお
いても結晶粒の微細化や析出硬化が進行し、従来のクラ
ッド鋼板よりも優れた強度・靭性バランスが達成でき
る。しかしＮｂを０．１２％以上添加すると、現地溶接
性や溶接部の靭性が劣化するので、その上限の値を０．
１２％とした。またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
スラブ再加熱時および溶接時のオー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溶接熱影
響部（ＨＡＺ）の低温靭性改善に効果がある。スラブ再
加熱時のオーステナイト粒の粗大化抑制は高温で圧延を
終了する本発明鋼においてはとくに重要である。このよ
うなＴｉＮの効果を十分に発揮させるには、最低０．０
０５％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、
低温靭性が劣化するので、その上限の値は０．０３％に
制限しなければならない。
【００１６】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓをそれぞれ０．０１５，０．００１０％以下とし、Ｃ
ａを０．００１〜０．００５％添加する。この主たる理
由は耐サワー性（耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性）の改善と母
材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためであ
る。Ｐ量の低減は鋳造スラブの中心偏析を低減し耐サワ
ー性を向上させるとともに、粒界破壊を防止し低温靭性
を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低
減して耐サワー性や延靭性を向上させる効果がある。Ｃ
ａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上
（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）
させるほか、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する抵抗力の向上にも
著しい効果を発揮する。しかしＣａ量が０．００１％以
下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ー、
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。なお耐ＨＩＣ
性、耐ＳＳＣ性を改善するにはＳ，Ｏ量をそれぞれ０．
００１％，０．００２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃ
ａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５（Ｓ）を０．５≦
ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効である。
Ｓをそれぞれ０．０１５，０．００１０％以下とし、Ｃ
ａを０．００１〜０．００５％添加する。この主たる理
由は耐サワー性（耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性）の改善と母
材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためであ
る。Ｐ量の低減は鋳造スラブの中心偏析を低減し耐サワ
ー性を向上させるとともに、粒界破壊を防止し低温靭性
を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低
減して耐サワー性や延靭性を向上させる効果がある。Ｃ
ａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上
（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）
させるほか、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する抵抗力の向上にも
著しい効果を発揮する。しかしＣａ量が０．００１％以
下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ー、
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。なお耐ＨＩＣ
性、耐ＳＳＣ性を改善するにはＳ，Ｏ量をそれぞれ０．
００１％，０．００２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃ
ａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５（Ｓ）を０．５≦
ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効である。
【００１７】次にこの他元素の限定理由について説明す
る。Ｓｉは一般に脱酸や強度向上のため、添加する元素
であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化さ
せるので、上限の値を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉ
あるいはＡｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加
する必要はない。
る。Ｓｉは一般に脱酸や強度向上のため、添加する元素
であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化さ
せるので、上限の値を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉ
あるいはＡｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加
する必要はない。
【００１８】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．
０６％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、上限の値を０．０６％とした。脱酸
はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしも添加する
必要はない。
で組織の微細化にも効果を有する。しかしＡｌ量が０．
０６％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、上限の値を０．０６％とした。脱酸
はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしも添加する
必要はない。
【００１９】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および
溶接時にオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靭
性、ＨＡＺ靭性を向上させる。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靭性の劣化の原因となるので、そ
の上限の値は０．００６％に抑える必要がある。
溶接時にオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靭
性、ＨＡＺ靭性を向上させる。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靭性の劣化の原因となるので、そ
の上限の値は０．００６％に抑える必要がある。
【００２０】次にＶ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必要に応じてＶ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・靭性などの特性向上を
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。
基本となる成分にさらに必要に応じてＶ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・靭性などの特性向上を
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。
【００２１】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有するが、そ
の結果はＮｂに比較して格段に弱い。その上限の値は現
地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１０％である。Ｖ量
の効果を発揮する下限値は０．０１％である。
の結果はＮｂに比較して格段に弱い。その上限の値は現
地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１０％である。Ｖ量
の効果を発揮する下限値は０．０１％である。
【００２２】
【実施例】次に本発明の実施例について述べる。転炉−
連続鋳造法で種々の鋼成分の母材スラブ（厚み：２４０
mm）を製造した。このスラブを所定の厚みに圧延した
後、片表面を機械加工、所定の厚みＳＵＳ３１６Ｌまた
はインコロイ８２５合わせ材（圧延後のクラッド鋼板の
合わせ材厚みが３mmになるように調整）と重ね合わせ
て、四周を真空引きを行いながらシール溶接した。さら
に、このようにして製造したスラブを合わせ材面に分離
材を介して２枚重ね合わせ、四周を溶接してサンドイッ
チスラブを組み立てた。なお低合金鋼と合わせ材の接着
面はすべて機械加工で平滑にし、洗浄・脱脂を行った。
連続鋳造法で種々の鋼成分の母材スラブ（厚み：２４０
mm）を製造した。このスラブを所定の厚みに圧延した
後、片表面を機械加工、所定の厚みＳＵＳ３１６Ｌまた
はインコロイ８２５合わせ材（圧延後のクラッド鋼板の
合わせ材厚みが３mmになるように調整）と重ね合わせ
て、四周を真空引きを行いながらシール溶接した。さら
に、このようにして製造したスラブを合わせ材面に分離
材を介して２枚重ね合わせ、四周を溶接してサンドイッ
チスラブを組み立てた。なお低合金鋼と合わせ材の接着
面はすべて機械加工で平滑にし、洗浄・脱脂を行った。
【００２３】サンドイッチスラブを種々の条件で再加熱
・圧延・冷却してクラッド鋼板を製造し、諸性質を調査
した。母材と合わせ材の密着性は超音波探傷で調査し、
母材の機械的性質は圧延と直角な方向で調べた。低合金
鋼母材の耐サワー性は合わせ材を削除した試験片ＮＡＣ
Ｅ溶液（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ）に９
６時間浸漬後、試験片表面より超音波探傷し、試験片の
割れ面積率（％）で評価した。また、合わせ材の耐食性
は孔食試験（試験条件：１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶
液に、ＳＵＳ３１６Ｌは１５℃で４８時間、インコロイ
８２５は３０℃で４８時間浸漬）で評価した。
・圧延・冷却してクラッド鋼板を製造し、諸性質を調査
した。母材と合わせ材の密着性は超音波探傷で調査し、
母材の機械的性質は圧延と直角な方向で調べた。低合金
鋼母材の耐サワー性は合わせ材を削除した試験片ＮＡＣ
Ｅ溶液（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ）に９
６時間浸漬後、試験片表面より超音波探傷し、試験片の
割れ面積率（％）で評価した。また、合わせ材の耐食性
は孔食試験（試験条件：１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶
液に、ＳＵＳ３１６Ｌは１５℃で４８時間、インコロイ
８２５は３０℃で４８時間浸漬）で評価した。
【００２４】実施例を表１に示す。本発明にしたがって
製造したクラッド鋼板は低合金鋼母材において優れた強
度・低温靭性、耐サワー性を有し、かつ合わせ材におい
て優れた耐食性を有する。これに対して、比較鋼は母材
の化学成分またはクラッド鋼板製造条件が適切でなく、
いずれかの特性が劣る。鋼７はＣ量が高いために、母材
の低温靭性、耐ＨＩＣ性および合わせ材の耐食性が悪
い。鋼８はＭｎ量が高いために、母材の耐ＨＩＣ性が劣
る。鋼９においてはＮｉ，Ｃｕ添加がなく、かつＸ値が
小さいために、母材の強度・低温靭性、耐ＨＩＣ性が劣
る。鋼１０はＮｂ量が少ないために、母材の強度・低温
靭性、耐ＨＩＣ性が悪い。鋼１１はＴｉが添加されてい
ないため、低温靭性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１１，１２
はそれぞれＣａが添加されていないか、Ｓ量が高いた
め、母材の耐ＨＩＣ性が悪い。鋼１４はスラブ再加熱温
度が低過ぎるため、母材の強度と合わせ材の耐食性が劣
る。鋼１５は圧下比が小さいため、母材と合わせ材との
密着性、母材の低温靭性が劣る。鋼１６は圧延後の空冷
時間が短いため、合わせ材の耐食性が悪い。鋼１７は水
冷開始温度が低過ぎるため、母材の強度・低温靭性、耐
ＨＩＣ性および合わせ材の耐食性が劣る。鋼１８は圧延
後、空冷のため、母材の強度、耐ＨＩＣ性および合わせ
材の耐食性が劣る。
製造したクラッド鋼板は低合金鋼母材において優れた強
度・低温靭性、耐サワー性を有し、かつ合わせ材におい
て優れた耐食性を有する。これに対して、比較鋼は母材
の化学成分またはクラッド鋼板製造条件が適切でなく、
いずれかの特性が劣る。鋼７はＣ量が高いために、母材
の低温靭性、耐ＨＩＣ性および合わせ材の耐食性が悪
い。鋼８はＭｎ量が高いために、母材の耐ＨＩＣ性が劣
る。鋼９においてはＮｉ，Ｃｕ添加がなく、かつＸ値が
小さいために、母材の強度・低温靭性、耐ＨＩＣ性が劣
る。鋼１０はＮｂ量が少ないために、母材の強度・低温
靭性、耐ＨＩＣ性が悪い。鋼１１はＴｉが添加されてい
ないため、低温靭性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１１，１２
はそれぞれＣａが添加されていないか、Ｓ量が高いた
め、母材の耐ＨＩＣ性が悪い。鋼１４はスラブ再加熱温
度が低過ぎるため、母材の強度と合わせ材の耐食性が劣
る。鋼１５は圧下比が小さいため、母材と合わせ材との
密着性、母材の低温靭性が劣る。鋼１６は圧延後の空冷
時間が短いため、合わせ材の耐食性が悪い。鋼１７は水
冷開始温度が低過ぎるため、母材の強度・低温靭性、耐
ＨＩＣ性および合わせ材の耐食性が劣る。鋼１８は圧延
後、空冷のため、母材の強度、耐ＨＩＣ性および合わせ
材の耐食性が劣る。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【発明の効果】本発明のクラッド鋼板を使用することに
より鋼管全体を溶体化処理することなく、高品質の大径
クラッド鋼管が製造できるようになった。その結果、省
エネルギー・省工程が可能になるとともに、諸特性の向
上によりパイプラインの安全性が著しく向上した。
より鋼管全体を溶体化処理することなく、高品質の大径
クラッド鋼管が製造できるようになった。その結果、省
エネルギー・省工程が可能になるとともに、諸特性の向
上によりパイプラインの安全性が著しく向上した。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 19/05 Ｅ 38/00 ３０１ Ｆ ３０２ Ｈ 38/58 // Ｂ２１Ｂ 3/00 Ａ 3/02
Claims (1)
- 【請求項１】 ステンレス鋼またはニッケル基合金の合
わせ材と、重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０６ Ｓｉ：０．６以下 Ｍｎ：０．８〜１．５ Ｐ ：０．０１５以下 Ｓ ：０．００１０以下 Ｎｉ：０．２〜０．５ Ｃｕ：０．１〜０．５ Ｎｂ：０．０８〜０．１２ Ｔｉ：０．００５〜０．０３ Ａｌ：０．０６以下 Ｃａ：０．００１〜０．００５ Ｎ ：０．００１〜０．００６ に、さらにＶ：０〜０．１０（無添加の場合を含む）を
含有し、かつＸ＝Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ（％）、１．５≦Ｘ
≦２．３を満足する残部が鉄および不可避的不純物から
なる低合金鋼母材とを重ね合わせて四周をシール溶接し
てスラブを組み立て、これを１１００〜１２５０℃の温
度に再加熱後、全圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜
１０００℃で圧延を行い、６０〜２００秒間空冷した
後、８００℃以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度
で６００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする高
強度クラッド鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4015394A JPH07246481A (ja) | 1994-03-10 | 1994-03-10 | 高強度クラッド鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4015394A JPH07246481A (ja) | 1994-03-10 | 1994-03-10 | 高強度クラッド鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07246481A true JPH07246481A (ja) | 1995-09-26 |
Family
ID=12572828
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4015394A Withdrawn JPH07246481A (ja) | 1994-03-10 | 1994-03-10 | 高強度クラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07246481A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000051776A1 (en) * | 1999-03-03 | 2000-09-08 | Evelyn Frances Gray | High speed metal joining process |
| JP2007152433A (ja) * | 2005-12-01 | 2007-06-21 | Sapa Heat Transfer Ab | 組み立てスラブの圧延におけるせん断とクロップロスを減ずる方法 |
| WO2007065380A3 (en) * | 2005-12-06 | 2008-08-21 | Comtes Fht S R O | Method of production of high-strength low-alloyed steel pipes |
| JP2009235492A (ja) * | 2008-03-27 | 2009-10-15 | Toshihiko Koseki | 複層鋼およびその製造方法 |
| JP2013255936A (ja) * | 2012-06-13 | 2013-12-26 | Jfe Steel Corp | 耐海水腐食性および低温靭性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼の製造方法 |
| EP3037567A4 (en) * | 2013-10-21 | 2016-11-16 | Jfe Steel Corp | STEEL PLATE STAINLESS STEEL BOARD AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF WITH AUSTENITIC STAINLESS STEEL |
| KR20170063866A (ko) | 2014-11-11 | 2017-06-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | Ni 합금 클래드 강판 및 그의 제조 방법 |
| JP2017190522A (ja) * | 2016-04-11 | 2017-10-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼材 |
| JP2024064519A (ja) * | 2022-10-28 | 2024-05-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | クラッド鋼板母材の材質模擬試験材の製造方法および材質模擬試験方法ならびにクラッド鋼板の製造条件設計方法 |
-
1994
- 1994-03-10 JP JP4015394A patent/JPH07246481A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000051776A1 (en) * | 1999-03-03 | 2000-09-08 | Evelyn Frances Gray | High speed metal joining process |
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| WO2007065380A3 (en) * | 2005-12-06 | 2008-08-21 | Comtes Fht S R O | Method of production of high-strength low-alloyed steel pipes |
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| EP3037567A4 (en) * | 2013-10-21 | 2016-11-16 | Jfe Steel Corp | STEEL PLATE STAINLESS STEEL BOARD AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF WITH AUSTENITIC STAINLESS STEEL |
| KR20170063866A (ko) | 2014-11-11 | 2017-06-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | Ni 합금 클래드 강판 및 그의 제조 방법 |
| JP2017190522A (ja) * | 2016-04-11 | 2017-10-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼材 |
| JP2024064519A (ja) * | 2022-10-28 | 2024-05-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | クラッド鋼板母材の材質模擬試験材の製造方法および材質模擬試験方法ならびにクラッド鋼板の製造条件設計方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010605 |