JP2020152932A - クラッド鋼用母材、クラッド鋼およびクラッド鋼の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】低温靱性に優れ、低降伏比のクラッド鋼を得る。【解決手段】クラッド鋼用母材は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、前記組成では、下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．４００以下であり、下記（２）の降伏比Ｙ．Ｒ．が０．８０未満であることを特徴とするクラッド鋼用母材式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）式（２）Ｙ．Ｒ．＝Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ；０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ）／Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）。【選択図】なし
Description
この発明は、クラッド材に用いられるクラッド鋼用母材、前記クラッド鋼用母材を用いたクラッド鋼およびその製造方法に関するものである。
天然ガスは石油エネルギーに比べ大気汚染問題が少ない為、クリーンエネルギーとしてその需要は今後更に増加すると予想されており、天然ガスパイプラインの建設計画は国際的な経済政策として大きく加速されつつある。天然ガスの採掘では、目的とするガスの他に硫化水素、炭酸ガスおよび塩素ガス等の腐食性の強いガスが含まれる場合が多く、腐食性ガス環境下での使用に耐え得る鋼管として、優れた耐食性を有するステンレス鋼と高強度且つ高靱性を有する低合金鋼を接合したクラッド鋼板から成るクラッドパイプが使用されている。
近年では、効率的なパイプラインの敷設方法として、地上で周溶接して繋ぎ合せたラインパイプを一度船舶上のリールに巻き上げて、その後、海洋上の所定地点において曲げ戻しながら敷設する、リーリングという手法が採用される場合が多い。この手法において敷設される場合、クラッドパイプ母材には相当量の塑性変形が加わるため、安全性向上の観点から、低降伏比の母材が求められている。
従来、特許文献１では、熱間圧延の後、Ａｒ３−１０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことで、クラッド鋼板の母材の金属組織が面積分率で２〜１５％の島状マルテンサイトとベイナイトから成る鋼板が開示されている。
従来、特許文献１では、熱間圧延の後、Ａｒ３−１０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことで、クラッド鋼板の母材の金属組織が面積分率で２〜１５％の島状マルテンサイトとベイナイトから成る鋼板が開示されている。
しかし、特許文献１の技術では、母材の降伏比が高くなり、本願発明の課題に応えることができない。さらには、溶接時に割れの発生又は溶接作業性の低下を招く問題がある。
そこで、本発明は、適正な組成範囲を限定し、低降伏比のクラッド鋼を提供することを目的とする。
そこで、本発明は、適正な組成範囲を限定し、低降伏比のクラッド鋼を提供することを目的とする。
すなわち、本発明のクラッド鋼用母材のうち、第１の形態は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、前記組成では、下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．４００以下であり、下記（２）の降伏比Ｙ．Ｒ．が０．８０未満であることを特徴とする
式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）
式（２）Ｙ．Ｒ．＝Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ；０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ）／Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）。
式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）
式（２）Ｙ．Ｒ．＝Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ；０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ）／Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）。
他の形態のクラッド鋼用母材の発明は、前記形態の発明において、前記組成では、Ｔｉ含有量とＮ含有量の質量比であるＴｉ／Ｎが１．５〜４．０の範囲内にあることを特徴とする。
他の形態のクラッド鋼用母材の発明は、前記形態の発明において、前記式（１）の炭素当量が０．３３０≦Ｃｅｑ≦０．４００、下記式（３）の溶接割れ感受性Ｐｃｍが０．２００以下の範囲内にあることを特徴とする。
式（３）Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（ｍａｓｓ％）
式（３）Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（ｍａｓｓ％）
クラッド鋼の発明のうち第１の形態は、前記形態のいずれかに記載のクラッド鋼用母材に、合わせ材がクラッドされている。
前記形態のいずれかに記載のクラッド鋼用母材の組成を有するクラッド鋼母材用合金を溶製して鋼塊とし、合わせ材とクラッド圧延した後、９００〜９８０℃のオーステナイト化温度域から焼入れを行い、焼戻しを行わないことを特徴とする。
本発明における上記目的を達成するための組成等の限定条件を説明する。尚、組成範囲は質量％で示している。
Ｃ：０．０４〜０．１０％
Ｃは、強度を確保する点からは必要な添加元素であるため、下限を０．０４％とする。しかし、０．１０％を超える添加は強度の増加による靱性の低下および溶接性の低下を生じることから、上限を０．１０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．０８％とするのが望ましい。
Ｃ：０．０４〜０．１０％
Ｃは、強度を確保する点からは必要な添加元素であるため、下限を０．０４％とする。しかし、０．１０％を超える添加は強度の増加による靱性の低下および溶接性の低下を生じることから、上限を０．１０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．０８％とするのが望ましい。
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｓｉは、鋼の溶製時において脱酸作用を有し、健全な鋼を得るために所定量以上を含有することが必要である。また、強度確保のために必要な元素であるため、０．１０％を下限とする。一方、過剰に含有すると、靭性および溶接性の低下を招くことから、０．３０％を上限とする。
なお、同様の理由で上限を０．２０％とするのが望ましい。
Ｓｉは、鋼の溶製時において脱酸作用を有し、健全な鋼を得るために所定量以上を含有することが必要である。また、強度確保のために必要な元素であるため、０．１０％を下限とする。一方、過剰に含有すると、靭性および溶接性の低下を招くことから、０．３０％を上限とする。
なお、同様の理由で上限を０．２０％とするのが望ましい。
Ｍｎ：１．３０〜１．６０％
ＭｎはＳｉと同様に脱酸元素として有用であり、鋼の焼入れ性向上にも寄与する。その効果を発揮するためには、１．３０％以上の添加を必要とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下を招くため、１．６０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を１．３５％、上限を１．５５％とするのが望ましい。
ＭｎはＳｉと同様に脱酸元素として有用であり、鋼の焼入れ性向上にも寄与する。その効果を発揮するためには、１．３０％以上の添加を必要とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下を招くため、１．６０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を１．３５％、上限を１．５５％とするのが望ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不純物として、含有量が少ない方が望ましいが、工業的に実現可能な０．０１５％を上限とする。
Ｐは不純物として、含有量が少ない方が望ましいが、工業的に実現可能な０．０１５％を上限とする。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは不純物として、含有量が少ない方が望ましいが、工業的に実現可能な０．００５％を上限とする。さらに、０．００３％以下とするのが望ましい。
Ｓは不純物として、含有量が少ない方が望ましいが、工業的に実現可能な０．００５％を上限とする。さらに、０．００３％以下とするのが望ましい。
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％
Ｎｉは焼入れ性の向上による強度の確保、低温靱性の確保に必要な元素であるため、０．１０％を下限とする。しかし、過剰な含有は経済性を損ねるため、上限を０．５０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｎｉは焼入れ性の向上による強度の確保、低温靱性の確保に必要な元素であるため、０．１０％を下限とする。しかし、過剰な含有は経済性を損ねるため、上限を０．５０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｃｒ：０．１０％以下
Ｃｒは母材の強度および靱性を向上させるが、含有量が多くなると強度の向上と共に溶接割れ感受性が高くなるため、上限を０．１０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．０５％とするのが望ましい。
Ｃｒは母材の強度および靱性を向上させるが、含有量が多くなると強度の向上と共に溶接割れ感受性が高くなるため、上限を０．１０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．０５％とするのが望ましい。
Ｃｕ：０．０５％以下
Ｃｕは母材の強度向上に有効であるが、過剰な含有は溶接割れ感受性を高めるため、上限を０．０５％とする。
Ｃｕは母材の強度向上に有効であるが、過剰な含有は溶接割れ感受性を高めるため、上限を０．０５％とする。
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させると共に、焼入れ後の母材の強度を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十分に得られないため、下限を０．０５％とする。また、過剰な含有は靱性の低下を招くため、上限を０．４０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．２０％とするのが望ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させると共に、焼入れ後の母材の強度を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十分に得られないため、下限を０．０５％とする。また、過剰な含有は靱性の低下を招くため、上限を０．４０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．２０％とするのが望ましい。
Ｖ：０．０２〜０．０６％
Ｖは鋼の強度を確保するために重要な元素である。また、ＶはＴ．Ｓ．の確保に効果があり、結晶粒の微細化に貢献し、焼戻しをしなくても衝撃特性を確保できる効果がある。下限未満の含有量ではこれらの効果が十分得られず、一方、過剰な添加は靱性に悪影響を及ぼすことから、下限を０．０２％、上限を０．０６％とする。
なお、同様の理由で上限を０．０５％とするのが望ましい。
Ｖは鋼の強度を確保するために重要な元素である。また、ＶはＴ．Ｓ．の確保に効果があり、結晶粒の微細化に貢献し、焼戻しをしなくても衝撃特性を確保できる効果がある。下限未満の含有量ではこれらの効果が十分得られず、一方、過剰な添加は靱性に悪影響を及ぼすことから、下限を０．０２％、上限を０．０６％とする。
なお、同様の理由で上限を０．０５％とするのが望ましい。
Ｎｂ：０．０３％以下
Ｎｂは鋼を焼入れ温度に加熱した際に、微細なＮｂ炭化物などが母材に均一に分散することによって、オーステナイト粒の粗大化を防止すると共に、結晶粒の微細化や強度の向上に効果的である。しかし、過剰な含有はＮｂ炭化物の粗大化による靱性の悪化を招くため、上限を０．０３％とする。
Ｎｂは鋼を焼入れ温度に加熱した際に、微細なＮｂ炭化物などが母材に均一に分散することによって、オーステナイト粒の粗大化を防止すると共に、結晶粒の微細化や強度の向上に効果的である。しかし、過剰な含有はＮｂ炭化物の粗大化による靱性の悪化を招くため、上限を０．０３％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは鋼中で微細に分散した炭化物や窒化物を生成し、オーステナイト粒を微細化する効果を有する。また、後述するが、Ｎと結合して生成した窒化物が溶接時に溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を防ぐ効果がある。その含有量は０．００５％未満では効果が少なく、また０．０２５％を超えると炭化物や窒化物の凝集および粗大化による切欠き効果により靱性が大きく劣化するため。下限を０．００５％、上限を０．０２５％とする。
なお、同様の理由で下限を０．０１０％、上限を０．０２０％とするのが望ましい。
Ｔｉは鋼中で微細に分散した炭化物や窒化物を生成し、オーステナイト粒を微細化する効果を有する。また、後述するが、Ｎと結合して生成した窒化物が溶接時に溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を防ぐ効果がある。その含有量は０．００５％未満では効果が少なく、また０．０２５％を超えると炭化物や窒化物の凝集および粗大化による切欠き効果により靱性が大きく劣化するため。下限を０．００５％、上限を０．０２５％とする。
なお、同様の理由で下限を０．０１０％、上限を０．０２０％とするのが望ましい。
Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であり、また、析出したＡｌＮは溶体化処理時のオーステナイト粒の粗大化を防止するが、０．０２０％未満ではその効果が十分に得られないため、０．０２０％以上含有させる。しかし、０．０５０％を超えて含有させると細粒化効果が低下し、靱性値も飽和する。そのため、上限を０．０５０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．０４０％とするのが望ましい。
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であり、また、析出したＡｌＮは溶体化処理時のオーステナイト粒の粗大化を防止するが、０．０２０％未満ではその効果が十分に得られないため、０．０２０％以上含有させる。しかし、０．０５０％を超えて含有させると細粒化効果が低下し、靱性値も飽和する。そのため、上限を０．０５０％とする。
なお、同様の理由で上限を０．０４０％とするのが望ましい。
Ｎ：０．００３０〜０．０１００％
ＮはＴｉと反応しＴｉＮとして鋼中に析出することで結晶粒の微細化に効果的である。また、固溶温度が高く比較的高温でも安定して存在することから、溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制して溶接熱影響部の靱性向上に非常に有効である。その添加量は少なすぎると十分な効果が得られないため下限を０．００３０％とする。しかしながら０．０１００％を超えると固溶Ｎが増大し溶接熱影響部の靱性が低下するので、上限を０．０１００％とする。
なお、同様の理由で上限を０．００８０％とするのが望ましい。
ＮはＴｉと反応しＴｉＮとして鋼中に析出することで結晶粒の微細化に効果的である。また、固溶温度が高く比較的高温でも安定して存在することから、溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制して溶接熱影響部の靱性向上に非常に有効である。その添加量は少なすぎると十分な効果が得られないため下限を０．００３０％とする。しかしながら０．０１００％を超えると固溶Ｎが増大し溶接熱影響部の靱性が低下するので、上限を０．０１００％とする。
なお、同様の理由で上限を０．００８０％とするのが望ましい。
Ｔｉ／Ｎ：１．５〜４．０
ＴｉとＮの比を適切することで、安定で微細分散したＴｉＮを生成させて、溶接時に母材の熱影響部の結晶粒の粗大化を防止することができるので、所望によりＴｉ／Ｎの比を調整する。該比が１．５未満であると、十分な結晶粒の粗大化抑制の効果が得られず、一方、４．０を超えてしまうと過剰なＴｉＮの析出およびＴｉＮの粗大化により母材靱性の低下が著しい。
ＴｉとＮの比を適切することで、安定で微細分散したＴｉＮを生成させて、溶接時に母材の熱影響部の結晶粒の粗大化を防止することができるので、所望によりＴｉ／Ｎの比を調整する。該比が１．５未満であると、十分な結晶粒の粗大化抑制の効果が得られず、一方、４．０を超えてしまうと過剰なＴｉＮの析出およびＴｉＮの粗大化により母材靱性の低下が著しい。
次に、炭素当量の限定理由について説明する。
炭素当量Ｃｅｑ：０．４００以下
鋼の焼入れ性を向上させ、目的とする強度および靱性や、その他の特性を与えるために合金元素が添加される。高強度且つ高靱性の鋼板を製造するためには、合金元素添加量を増加させる必要があるが、合金元素添加量の増加は高強度化には有効である一方で、熱処理に際し、炭素等量が高すぎると強度が高くなりすぎて降伏比を増大させるため、下記式（１）で示される炭素当量（Ｃｅｑ）による成分範囲の規定がなされている。
式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）
炭素当量Ｃｅｑ：０．４００以下
鋼の焼入れ性を向上させ、目的とする強度および靱性や、その他の特性を与えるために合金元素が添加される。高強度且つ高靱性の鋼板を製造するためには、合金元素添加量を増加させる必要があるが、合金元素添加量の増加は高強度化には有効である一方で、熱処理に際し、炭素等量が高すぎると強度が高くなりすぎて降伏比を増大させるため、下記式（１）で示される炭素当量（Ｃｅｑ）による成分範囲の規定がなされている。
式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）
なお、上記炭素当量については、０．４００を上限に定めたが、適度な強度も必要になるため、炭素当量の下限を０．３３０とするのが望ましい。
次に、降伏比Ｙ．Ｒ．の限定理由について述べる。
Ｙ．Ｒ．＜０．８０
降伏比は式（２）に示す通り、Ｔ．Ｓ．とＹ．Ｓ．（０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ）の比で表される。降伏比を低く抑えることは、塑性変形開始（Ｙ．Ｓ．（０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ））から、不均一変形（くびれ発生）までの裕度を広くすることを意味し、構造物の安全性向上に寄与する。そこで、本発明では降伏比を０．８０未満とする。
式（２）Ｙ．Ｒ．＝Ｙ．Ｓ．（０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ）／Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）
Ｙ．Ｒ．＜０．８０
降伏比は式（２）に示す通り、Ｔ．Ｓ．とＹ．Ｓ．（０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ）の比で表される。降伏比を低く抑えることは、塑性変形開始（Ｙ．Ｓ．（０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ））から、不均一変形（くびれ発生）までの裕度を広くすることを意味し、構造物の安全性向上に寄与する。そこで、本発明では降伏比を０．８０未満とする。
式（２）Ｙ．Ｒ．＝Ｙ．Ｓ．（０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ）／Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）
次に、溶接割れ感受性Ｐｃｍの限定理由について述べる。
溶接割れ感受性Ｐｃｍ：Ｐｃｍ≦０．２００
鋼の焼入れ性を向上させ、目的とする強度および靱性や、その他の特性を与えるために合金元素が添加される。高強度且つ高靱性の鋼板を製造するためには、合金元素添加量を増加させる必要があるが、合金元素添加量の増加は高強度化には有効である一方で、溶接時に熱影響部の硬化を引き起こし、溶接割れの発生や溶接作業性の悪化を招くことから、下記式（３）で示される溶接割れ感受性（Ｐｃｍ）による成分範囲の規定を行うのが望ましい。
式（３）Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（ｍａｓｓ％）
溶接割れ感受性Ｐｃｍ：Ｐｃｍ≦０．２００
鋼の焼入れ性を向上させ、目的とする強度および靱性や、その他の特性を与えるために合金元素が添加される。高強度且つ高靱性の鋼板を製造するためには、合金元素添加量を増加させる必要があるが、合金元素添加量の増加は高強度化には有効である一方で、溶接時に熱影響部の硬化を引き起こし、溶接割れの発生や溶接作業性の悪化を招くことから、下記式（３）で示される溶接割れ感受性（Ｐｃｍ）による成分範囲の規定を行うのが望ましい。
式（３）Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（ｍａｓｓ％）
次に、焼入れ温度の限定理由について述べる。
焼入れ温度：９００〜９８０℃
焼入れ温度は合せ材の析出物が十分に固溶される温度であり、且つ母材の焼入れ可能温度に相当するものである。これらの作用を得るため、その下限を９００℃とする。一方、上限の９８０℃を超えると、母材の結晶粒が粗大化し、衝撃特性が悪化するため、上記範囲とする。
本発明では、クラッド鋼製造時の熱処理を焼入れのみとすることによって、焼戻しによる析出物の生成を低減し、Ｙ．Ｓ．の上昇を抑えることで低降伏比を実現している。また、焼戻しによって、焼入れ時に生成する硬質相の分解が生じるため、硬質相の分解によるＴ．Ｓ．低下も抑制することができる。
焼入れ温度：９００〜９８０℃
焼入れ温度は合せ材の析出物が十分に固溶される温度であり、且つ母材の焼入れ可能温度に相当するものである。これらの作用を得るため、その下限を９００℃とする。一方、上限の９８０℃を超えると、母材の結晶粒が粗大化し、衝撃特性が悪化するため、上記範囲とする。
本発明では、クラッド鋼製造時の熱処理を焼入れのみとすることによって、焼戻しによる析出物の生成を低減し、Ｙ．Ｓ．の上昇を抑えることで低降伏比を実現している。また、焼戻しによって、焼入れ時に生成する硬質相の分解が生じるため、硬質相の分解によるＴ．Ｓ．低下も抑制することができる。
合わせ材
本発明のクラッド鋼用母材は、合わせ材とクラッドされる。本発明では、クラッド材が特定のものに限定されるものではないが、ＩＳＯ、ＪＩＳ或いはＡＳＴＭで規格化されている鋼種が適用される。例えば、代表的なものとして、オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３０４Ｌ、３１６Ｌ、３１７Ｌ並びにＮｉ基合金Ａｌｌｏｙ６２５、Ａｌｌｏｙ８２５などを用いることができる。
また、クラッド率（＝母材板厚／鋼板全体板厚）が特に限定されるものではないが、例えば、０．６０〜０．９０を挙げることができる。
本発明のクラッド鋼用母材は、合わせ材とクラッドされる。本発明では、クラッド材が特定のものに限定されるものではないが、ＩＳＯ、ＪＩＳ或いはＡＳＴＭで規格化されている鋼種が適用される。例えば、代表的なものとして、オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３０４Ｌ、３１６Ｌ、３１７Ｌ並びにＮｉ基合金Ａｌｌｏｙ６２５、Ａｌｌｏｙ８２５などを用いることができる。
また、クラッド率（＝母材板厚／鋼板全体板厚）が特に限定されるものではないが、例えば、０．６０〜０．９０を挙げることができる。
本発明によれば、低温靱性に優れ、且つ低降伏比であるクラッド鋼用母材を熱間圧延後に焼入れのみによって得ることができる。例えば、焼入れのみで製造可能となり、母材の低降伏比化および、制御圧延などの大規模な設備が不要となり、経済性向上が可能となる。
以下、この発明の一実施形態を説明する。
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る熱延スラブを常法により用意する。本発明としては、該熱延スラブの製造方法が特に限定されるものではない。
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る熱延スラブを常法により用意する。本発明としては、該熱延スラブの製造方法が特に限定されるものではない。
なお、該母材は２枚重ねて全厚が１００ｍｍ以下の場合は、２枚重ねで圧延および焼入れすることが可能である。本発明ではクラッド圧延時の条件は特に限定されるものではない。
クラッド圧延後には、９００〜９８０℃の温度範囲に加熱し、オーステナイト温度域から焼入れを行う。なお、焼入れに際しての昇温温度は特に限定されるものではなく、冷却は、水焼入れにより行うことができる。冷却方法として、油焼入れ、FAN冷却など水焼入れよりも遅い冷却速度を選択した場合、冷却中にフェライトが生成し、所望の強度特性が得られない。
クラッド鋼用母材は、熱処理後において、降伏比Ｙ．Ｒ．＜０．８０の特性を有している。
以下、この発明の一実施例を説明する。
表１に示す組成（質量％、残部Feおよびその他の不可避的不純物）のスラブＡおよびＢを、連続鋳造によって製造した後、熱間圧延を行い、クラッド鋼母材としての使用を想定して厚さ２４ｍｍに仕上げた。その後、９７５℃×３０ｍｉｎの焼入れを行ったものおよび、比較として焼入れ後に焼戻しを４００、５００、５８０℃の３つの温度でそれぞれ２時間行ったものを用意した。
表１に示す組成（質量％、残部Feおよびその他の不可避的不純物）のスラブＡおよびＢを、連続鋳造によって製造した後、熱間圧延を行い、クラッド鋼母材としての使用を想定して厚さ２４ｍｍに仕上げた。その後、９７５℃×３０ｍｉｎの焼入れを行ったものおよび、比較として焼入れ後に焼戻しを４００、５００、５８０℃の３つの温度でそれぞれ２時間行ったものを用意した。
母材の材料特性評価として、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。試験片は引張試験、シャルピー衝撃試験共に、試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように採取した。
表２に本発明方法によるクラッド鋼母材の機械試験結果を示す。引張試験はＪＩＳ Ｚ２２０１に従い、１０号丸棒試験片を用いて常温で行った。シャルピー衝撃試験はＪＩＳ Ｚ２２４２に従い、半径２ｍｍの衝撃刃を有する試験機を用いてＶノッチ試験片によって評価した。
本発明法である焼入れのみ実施の場合、低温靱性が焼入れ、焼戻し処理を行った場合とほぼ同等であるのに対して、降伏比（Ｙ．Ｒ．）は０．７９と低い状態を維持することが可能となった。
表２に本発明方法によるクラッド鋼母材の機械試験結果を示す。引張試験はＪＩＳ Ｚ２２０１に従い、１０号丸棒試験片を用いて常温で行った。シャルピー衝撃試験はＪＩＳ Ｚ２２４２に従い、半径２ｍｍの衝撃刃を有する試験機を用いてＶノッチ試験片によって評価した。
本発明法である焼入れのみ実施の場合、低温靱性が焼入れ、焼戻し処理を行った場合とほぼ同等であるのに対して、降伏比（Ｙ．Ｒ．）は０．７９と低い状態を維持することが可能となった。
この発明は、天然ガス輸送用のパイプラインに好適に使用可能なクラッド鋼板に関するものである。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、前記組成では、下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．４００以下であり、下記（２）の降伏比Ｙ．Ｒ．が０．８０未満であることを特徴とするクラッド鋼用母材
式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）
式（２）Ｙ．Ｒ．＝Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ；０．５％Ｕｎｄｅｒ ｌｏａｄ）／Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）。 - 前記組成において、Ｔｉ含有量とＮ含有量の質量比であるＴｉ／Ｎが１．５〜４．０の範囲内にあることを特徴とする請求項１に記載のクラッド鋼用母材。
- 前記組成において、前記式（１）の炭素当量が０．３３０≦Ｃｅｑ≦０．４００、下記式（３）の溶接割れ感受性Ｐｃｍが０．２００以下の範囲内にあることを特徴とする請求項１または２に記載のクラッド鋼用母材。
式（３）Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（ｍａｓｓ％） - 請求項１〜３のいずれか１項に記載のクラッド鋼用母材に、合わせ材がクラッドされているクラッド鋼。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の組成を有するクラッド鋼母材用合金を溶製して鋼塊とし、合わせ材とクラッド圧延した後、９００〜９８０℃のオーステナイト化温度域から焼入れを行い、焼戻しを行わないことを特徴とするクラッド鋼の製造方法。
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Patent Citations (6)
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|---|---|---|---|---|
| JP2004149821A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-05-27 | Japan Steel Works Ltd:The | 溶接熱影響部の低温靭性に優れたクラッド鋼板用母材および該クラッド鋼板の製造方法 |
| JP2009185368A (ja) * | 2008-02-08 | 2009-08-20 | Japan Steel Works Ltd:The | 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 |
| KR20130053706A (ko) * | 2011-11-16 | 2013-05-24 | 삼성중공업 주식회사 | 선박용 클래드강 제조 방법 |
| US20160052080A1 (en) * | 2014-08-21 | 2016-02-25 | Huntington Alloys Corporation | Method for Making Clad Metal Pipe |
| JP2016108665A (ja) * | 2014-12-09 | 2016-06-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレスクラッド鋼板 |
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